La
Metallurgia Italiana
International Journal of the Italian Association for Metallurgy
n. 1 gennaio 2021 Organo ufficiale dell’Associazione Italiana di Metallurgia. Rivista fondata nel 1909
La Metallurgia Italiana International Journal of the Italian Association for Metallurgy Organo ufficiale dell’Associazione Italiana di Metallurgia. House organ of AIM Italian Association for Metallurgy. Rivista fondata nel 1909
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Editoriale / Editorial
38° Convegno Nazionale AIM
a cura di: T. Monetta........................................................................................................................... pag.04
Memorie scientifiche / Scientific papers Fonderia/Foundry
Analisi della shell zone di placche in leghe di alluminio ottenute mediante colata semi continua
A. Leonelli, C. Sinagra, F. Bravaccino, T. Monetta, A. Acquesta.......................................................... pag.06
n. 1 gennaio 2021
Anno 113 - ISSN 0026-0843
Effetto di affinante e modificante sulla microstruttura delle leghe Al-Si da colata
E. Fracchia, M. Rosso.......................................................................................................................... pag.13
Approccio innovativo basato sull’analisi dell’incrudimento di curve di flusso in trazione per qualificare la difettosità di una di lega di Al pressocolata
G. Angella, G. Timelli, F. Bonollo....................................................................................................... pag.22
Effetti della presenza di impurezze di Sn nella lega AA8006
P. Rossi, A. Leonelli, C. Sinagra, F. Bravaccino, T. Monetta, A. Acquesta............................................ pag.31
indice
Attualità industriale / Industry news
Nuova serie Cerabeads CB-ES: la sabbia speciale ad elevata stabilità termica per ridurre l’aggiunta di legante nei processi di formatura Cold-Box, Croning e Inorganico in Fonderia
a cura di: F. Lepretti - HA Italia........................................................................................................... pag.37
Scenari / Experts' Corner
Gestione delle anime inorganiche nell’industria fusoria dell’alluminio: stato dell’arte Elisa Fracchia – Politecnico di Torino, DISAT, Alessandria.
Mario Rosso – INSTM c/o Politecnico di Torino, DISAT, Alessandria ................................................ pag.48
Intervista a Paolo Buzzi - Il trattamento termico dei metalli non ha segreti per Gefran ...................................................................................................................................pag.57
Atti e notizie / AIM news
Eventi AIM / AIM events ........................................................................................ pag.61 Comitati tecnici / Study groups .......................................................................... pag.62
editoriale - editorial
38° CONVEGNO NAZIONALE AIM
Il 38° Convegno Nazionale dell’Associazione Nazionale di Metallurgia avrebbe dovuto tenersi a Napoli nel Settembre 2020. Le vicende, note a tutti, ci hanno costretto a rinviare la manifestazione ed a programmarla “a
Prof. Tullio Monetta Università degli Studi di Napoli Federico II
distanza” nei giorni 18-19-20-25-26 Gennaio 2021. Non amo i convegni a distanza. Così come non amo le lezioni a distanza. La “presenza” è un’occasione per stringersi la mano, per guardarsi negli occhi, per capire se siamo stati capaci di trasmettere, nella maniera in cui avremmo voluto, al collega, all’amico, allo studente, il concetto che intendevamo esporre. Tuttavia, nell’intento di non lasciare un vuoto nella
“
Ancora una volta il Convegno Nazionale AIM evidenzia la vitalità della ricerca applicata in Italia, la sua capacità di indirizzare lo sviluppo tecnologico, di individuare le soluzioni, talvolta completamente innovative, da adottare per mantenere elevati standard qualitativi e di proporre innovazioni nei processi produttivi. T. Monetta
programmazione biennale del Convegno che si ripete ormai da più di settanta anni, abbiamo deciso di proporre una sua edizione “surrogata” nella modalità “on-line”. Devo confessare che, con mia grande sorpresa, abbiamo ricevuto un numero di adesioni significativo anche se non ancora pari alla media delle precedenti edizioni della manifestazione. Alcune Aziende ed alcuni Enti, inoltre, hanno voluto comunque supportare l’iniziativa. Nonostante tutto, quindi, è viva la volontà di confrontarsi, di discutere e di condividere i risultati del lavoro svolto, pur adeguandosi alle restrizioni e limitazioni che hanno contraddistinto l’anno appena trascorso e che ancora condizionano tutte le nostre attività. Il 38° Convegno Nazionale AIM si aprirà con una ricca sessione riguardante le tecnologie additive (TA), in cui saranno presentati i risultati ottenuti da numerosi gruppi di ricerca. I lavori affrontano svariati aspetti della tecnologia che restano ancora da studiare ed approfondire riguardanti le proprietà di superficie, quelle meccaniche e di formazione dei prodotti. L’argomento ha destato così tanta attenzione nei ricercatori al punto che si è ritenuto opportuno prevedere una sessione dedicata ai trattamenti termici dei prodotti ottenuti utilizzando le TA. Altrettanto ricca è la sessione riguardante
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editoriale - editorial
la corrosione e protezione dei materiali metallici che, vista la vastità dell’argomento, contempla lavori riguardanti le varie problematiche concernenti le leghe di alluminio, gli acciai e gli altri materiali. Accanto alle sessioni “classiche” (Proprietà meccaniche, Acciai e leghe, Fonderia, etc.), quest’anno è stata introdotta una sessione denominata “Green technologies”. In essa saranno presentati studi riguardanti il riutilizzo dei materiali di scarto dei processi di lavorazione e l’ottimizzazione dei processi produttivi al fine di ridurne l’impatto sull’ambiente. Ancora una volta il Convegno Nazionale AIM, quindi, evidenzia la vitalità della ricerca applicata in Italia, la sua capacità di indirizzare lo sviluppo tecnologico, di individuare le soluzioni, talvolta completamente innovative, da adottare per mantenere elevati standard qualitativi e di proporre innovazioni nei processi produttivi. Rivolgo a tutti un caro augurio di buon anno ed un abbraccio, per ora, virtuale.
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Memorie scientifiche - Fonderia
Analisi della shell zone di placche in leghe di alluminio ottenute mediante colata semi continua A. Leonelli, C. Sinagra, F. Bravaccino, T. Monetta, A. Acquesta Come noto la “shell zone” è la parte in prossimità della superficie delle placche da laminazione caratterizzata da disuniformità strutturali e chimiche. In questa zona è elevato il rischio di inclusioni gassose causate dalla solubilizzazione
dell’idrogeno. E’ di rilevante interesse, quindi, la riduzione dello spessore della “shell zone” per contenerla entro pochi millimetri in modo da poterla asportare totalmente in una successiva operazione di fresatura meccanica. I parametri
principali che influenzano la formazione della “shell zone” sono: i) la composizione chimica della lega, ii) la velocità di colata, iii) la quantità di metallo in lingottiera, iv) la temperatura del metallo, v) la portata dell’acqua utilizzata per il
raffreddamento della placca. In questo studio, è stato valutato l’effetto della variazione di alcuni dei parametri citati al fine di minimizzare lo spessore della “shell zone” per placche ottenute da colata semicontinua delle leghe AA1200 e AA8006.
PAROLE CHIAVE: SHELL ZONE, LEGHE DI ALLUMINIO, COLATA SEMICONTINUA, SOLIDIFICAZIONE. INTRODUZIONE
Il principio che presiede allo sviluppo della tecnica della colata semicontinua, ideata negli Anni ’30 dalla VAW e dall’Al-
coa, è costituito dall’introduzione nel processo di due fasi di raffreddamento: uno primario, che si ottiene a seguito
del contatto con la superficie della lingottiera raffreddata ad
acqua, e uno secondario effettuato con un getto d’acqua, che investe la superficie della placca nascente. I successivi miglioramenti della tecnica hanno riguardato essenzial-
mente il raffreddamento primario allo scopo di ridurlo; la sua riduzione si rende necessaria al fine di ottenere placche da laminazione con caratteristiche superficiali e strutturali
sempre migliori, minimizzando la profondità della “shell zone” della placca.
Antonio Leonelli, Ciro Sinagra, Francesco Bravaccino
Laminazione Sottile SpA – S. Marco Evangelista, Caserta
Tullio Monetta, Annalisa Acquesta
Dipartimento di Ingegneria Chimica, dei Materiali e della Produzione Industriale – Università degli Studi di Napoli Federico II, Napoli
La zona superficiale di una placca e gli strati immediatamen-
te sottostanti sono caratterizzati da una microstruttura con un grana fine e dalla segregazione degli elementi chimici di
alligazione che determina una grande differenza strutturale e chimica di questo volume di materiale rispetto alle zone interne della placca. Le placche, quindi, devono essere fre-
sate per rimuovere gli strati superficiali che potrebbero causare problemi nelle successive fasi di lavorazione. È eviden-
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Scientific papers - Foundry te, quindi, la necessità di produrre placche in cui la “shell
zone” abbia lo spessore minimo, per permette di ridurre o di eliminare del tutto la quantità di materiale da asportare durante la fase di fresatura.
La colata semicontinua è caratterizzata da tre parametri es-
senziali per il processo di solidificazione: la velocità di colata, la portata dell’acqua di raffreddamento e la temperatura del metallo. La velocità ottimale di colata dipende dalla
composizione chimica e dalla dimensione delle placche, ed è generalmente compresa tra 30 e 200 se misurata in mm/
min; la portata dell’acqua di raffreddamento può variare tra
3000 – 4000 litri/min a seconda delle dimensioni della placca e della lega; la temperatura del metallo varia, per le leghe
di alluminio, nell’intervallo di 690 °C – 725 °C. Il processo
di solidificazione della placca inizia a seguito del raffredda-
mento primario che, determina la solidificazione del guscio
esterno della placca. La superficie del guscio (e quindi l’intera placca in formazione), a causa della contrazione termica,
si distacca dalla superficie della lingottiera determinando la
formazione di una “zona vuota” di dimensioni variabili che
dipendono dalla forma e dal tipo della lingottiera. La pre-
senza delle “ zone vuote” riduce drasticamente la capacità di scambio termico e può portare ad una parziale rifusione
del guscio. Gli strati immediatamente sottostanti il guscio solidificano in una condizione di ridotta capacità di scambio
termico dando luogo, insieme al guscio, alla “shell zone”. I successivi strati, quelli più interni, solidificano a velocità più
elevate per effetto del raffreddamento secondario prodotto da getti d'acqua che colpiscono la superficie della placca (Fig. 1).
Fig.1 - Schematizzazione della solidificazione in lingottiera. / Schematization of the solidification process in the mould. Nella “shell zone” tendono a svilupparsi elevati livelli di po-
zione di placche per la realizzazione di prodotti che richie-
prattutto film di ossido), segregazione dei soluti (Fig. 2) [1,
prodotti laminati lucidi). Lo strato superficiale delle placche
rosità, blister (dopo l'omogeneizzazione), inclusioni (so2]. La struttura del materiale ne determina l’insorgere di un serio problema di utilizzo nel caso, ad esempio, di produ-
dono particolari caratteristiche superficiali (litografia, AQ, viene, quindi, fresato prima della laminazione.
Fig.2 - schematizzazione della “shell-zone” nelle varie sezioni. / Schematization of the “shell zone” in the various sections.
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Memorie scientifiche - Fonderia Noto che esiste una relazione lineare tra lo spessore della
rametri di processo e di composizione chimica della lega,
trollo dello spessore può essere eseguito, a parità dei pa-
tiera (Fig. 3).
“shell zone” e l’altezza del metallo nella lingottiera, il con-
modulando opportunamente il livello del fuso nella lingot-
Fig.3 - Schema di riduzione del livello del metallo fuso in lingottiera. / Scheme of the level reduction of the melted metal in the mould. D’altra parte, utilizzando un livello di metallo troppo basso,
allontanamento del solido dalla parete dello stampo; simul-
di solidificazione avanza fino al menisco con conseguente
formando una piega fredda (Fig. 4-5).
il raffreddamento secondario distorce il guscio e il fronte
taneamente, il metallo liquido fresco lambisce la superficie
Fig.4 - Schematizzazione di formazione di una piega fredda. / Schematization of a cold shut formation process.
Fig.5 - Immagine di piega fredda sulla superficie di una placca in lega AA8006. / Picture of a cold shut on the surface of AA8006 plate. Al contrario, con un livello troppo alto, si forma un “volume
dosi, potrà arricchirsi degli elementi di alligazione (Fig. 6-7).
che a causa del ridotto scambio termico tra guscio e stam-
bolle isolate, bande o essudazioni.
vuoto”, a cui si è accennato in precedenza, molto ampio, po, può determinare una rifusione locale che, risolidifican-
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In questo caso si osserveranno sulla superficie della placca
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Scientific papers - Foundry
Fig.6 - Schematizzazione della formazione di essudazione. / Schematization of the sweat phenomenon development.
Fig.7 - Immagini di vari tipi di essudazioni su placche. / Picture of different visible sweat phenomena on the plaques. Si rende necessaria, quindi, la misurazione della variazione
del livello del metallo in lingottiera e quindi un suo preciso
controllo con sensori laser di livello, collegati a un attuatore che regola il flusso del metallo che arriva in lingottiera.
immettendo un flusso di Ar e Cl2 per purificare il bagno
da inclusioni gassose e solide. Concluso il controllo della composizione chimica della specifica lega, il metallo è stato colato con il processo di colata semicontinua, utilizzando
una macchina di colata con lingottiera in grafite raffreddata
MATERIALI E METODI
I campioni analizzati sono stati prelevati da placche prodot-
te da una miscela di rottame in lega e pani da rifusione. Il metallo liquido ottenuto è stato trasferito nel forno di at-
tesa, dove è stato scorificato e purificato dagli elementi al-
calini, come Na, Ca e Li. Dopo il processo di alligazione, il
bagno è stato trattato mediante rotary gas injection (RGI),
ad acqua e un sistema di controllo del livello del metallo in lingottiera.
Il presente lavoro è relativo all’analisi di due leghe di alluminio: AA1200 e AA8006, la cui composizione chimica è riportata nella Tab. 1.
Tab.1 - Composizione chimica delle leghe AA1200 e AA8006. / Chemical composition of the AA1200 e AA8006. Lega 1200 8006
Si
Fe 1,0 Si+Fe
0,40
1,2-2,0
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Cu
Mn
Mg
Cr
Ni
Zn
Ti
Al
0,05
0,05
-
-
-
0,1
0,05
99,0
0,3
0,3-1,0
0,1
-
-
0,1
-
resto
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Memorie scientifiche - Fonderia Al fine di ridurre lo spessore della “shell zone”, sono state
la fase di colata mediante spettrometro ARL™ Metal Analy-
apportate delle modifiche ad alcuni parametri del processo
zer 720 (Thermo Scientific).
di colata standard, quali la velocità di colata (industrialmente definita velocità di discesa) e il livello del metallo fuso.
RISULTATI E DISCUSSIONE
L’estensione della “shell zone” e la microstruttura genera-
ANALISI LEGA AA1200
tesi a seguito delle modifiche apportate sono state valutate
In Tab. 2 sono riportati i parametri utilizzati per il proces-
mediante microscopio ottico Leica Z16APO. Nello specifi-
so di colatura semicontinua della lega AA1200, caratteriz-
co, l’analisi metallografica è stata effettuata utilizzando una
zata da un rapporto Fe/Si (3:1) e una percentuale di Al min
soluzione acquosa costituita da 20% HNO3, 20% HCl, 15%
99,0%, e i difetti emersi.
HF in peso. Inoltre sono state effettuate delle analisi durante Tab.2 - Parametri di colata e difetti emersi sulla lega AA 1200. / Casting parameters and visible defects on the AA 1200. Velocità di discesa [mm/min]
Livello del metallo [mm]
Estensione shell zone [mm]
Temperatura del metallo [°C]
Portata dell’acqua [l/min]
Difetti superficiali
Condizione iniziale
50
80
12
700-705
3700-3800
Essudazioni trasversali
Prima modifica
60
80
17
700-705
3700-3800
Essudazioni trasversali
Seconda modifica
60
70
7
700-705
3700-3800
-
L’aumento della velocità da 50 a 60 mm/min, a parità del li-
l’essudazione è importante raffinare i grani. Dall’analisi
vello del metallo fissato a 80 mm, sposta il fronte di solidi-
metallografica è emerso che, affinando il metallo mediante
ficazione primario verso il basso, di conseguenza la quan-
piccole quantità di Ti-B (5:1) utilizzando il processo stan-
tità del metallo liquido sovrastante aumenta i fenomeni di
dard di colata, la dimensione dei grani è piuttosto gran-
rifusione e segregazione inversa che accrescono la “shell
de (0,4 – 2 mm), come riportato in Fig. 8a. D’altra parte,
zone”. È necessario quindi diminuire il livello del metallo
adottato il processo modificato e aumentando la quantità
liquido a 70 mm, fissata la velocità di discesa a 60 mm/min,
di vergella affinante, si è visto che la dimensione dei grani
per ridurre tali effetti e osservare una riduzione della “shell
diminuisce fino a 0,1-0,01mm (Fig. 8b).
zone” a 7 mm. Per limitare l’innesco di fenomeni come
Fig.8 - Microstruttura della lega AA1200 ottenuta: 1200-1) in condizioni stardard, ovvero con velocità di discesa di 50 mm/ min e livello di metallo di 80mm e 1200-2) in condizioni modificate, ovvero con velocità di discesa di 60 mm/min e livello di metallo di 70 mm. / Microstructure of the AA1200 alloy obtained: 1200-1) in stardard conditions, i.e. with a casting rate of 50 mm / min and a metal level of 80mm and 1200-2) in modified conditions, i.e. with a casting rate of 60 mm/min and a metal level of 70 mm. La Metallurgia Italiana - gennaio 2021
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Scientific papers - Foundry ANALISI DELLA LEGA AA8006
tende ad evidenziare. La lega forma composti intermetallici
%Mn: tanto maggiore è il rapporto Fe/Si tanto più la struttu-
elementi aumenta e la temperatura del metallo diminuisce.
La struttura della lega AA8008 è influenzata dalla %Si e di ra sarà a grana fine. Come già ricordato, è comunque molto
importante affinare il metallo in colata, in quanto si riduco-
no le essudazioni trasversali che soprattutto una lega al Fe
Al-Fe-Mn-Si che si accrescono quando il tenore di questi
Per questa lega sono state confrontate placche prodotte variando solo il livello del metallo in lingottiera e mantenendo gli altri parametri di colata costanti.
Tab.3 - Parametri di colata e difetti emersi sulla lega AA 8006. / Casting parameters and visible defects on the AA 8006. Velocità di discesa [mm/min]
Livello del metallo [mm]
Estensione shell zone [mm]
Temperatura del metallo [°C]
Portata dell’acqua [m3/h]
Difetti superficiali
Condizione iniziale
60
80
10
705-710
3600-3700
Essudazioni trasversali
Prima modifica
60
70
4
705-710
3600-3700
-
Dalla Tab. 3 si nota che abbassando il livello del metallo la
struttura della placca ha una “shell zone” meno estesa e una microsegregazione più contenuta, a testimonianza del fatto
che gli effetti di rifusione e segregazione degli elementi di lega sono più blandi, come riportato anche in Fig. 9.
Fig.9 - Microstruttura della lega AA8006 ottenuta: 8006-1) fissando la velocità di discesa a 60 mm/min e livello di metallo di 80 mm e 8006-2) fissando la velocità di discesa a 60 mm/min ma variando il livello di metallo a 70 mm. / Microstructure of the AA8006 alloy obtained: 8006-1) fixing the casting rate at 60 mm/min and the metal level at 80mm and 8006-2) fixing the casting rate at 60 mm/min but changhing the metal level at 70mm. CONCLUSIONI
fino alla comparsa di una piega fredda, per poi risalire di po-
re della shell zone di una placca prodotta in colata semicon-
della piega fredda. In questo secondo caso, però, si segna-
Come si evince dalle prove condotte, per ridurre lo spesso-
tinua, è necessario, una volta definita la velocità di discesa e la portata dell’acqua di raffreddamento, regolare il livello
del metallo in lingottiera in modo da minimizzare fenomeni di segregazione e rifusione ed evitare che si formino pieghe fredde, indice di un livello del metallo troppo basso. Data
una velocità di colata, il livello ottimale si può ottenere o
diminuendo progressivamente il livello stesso del metallo
La Metallurgia Italiana - January 2021
chi millimetri o anche aumentando la velocità alla comparsa la come conseguenza una possibile variazione del profilo della placca, che potrà passare da piano a convesso. Inol-
tre, nella maggior parte dei casi, risulta importante ottenere strutture a grana fine ed evitare la formazione di macro gra-
ni. Tale risultato si raggiunge incrementando la velocità di raffreddamento e tramite l’aggiunta di affinanti.
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Memorie scientifiche - Fonderia BIBLIOGRAFIA [1]
D. Eskin and L. Katgerman, "Macrosegregation Mechanisms in Direct-Chill Casting of Aluminium Alloys," Materials Science Forum MATER SCI FORUM, vol. 630, pp. 193-199, 10/01 2009.
[2]
N. Bayat, "Investigation of Surface Formation in As-Cast and Homogenized 6xxx Aluminium Billets," 259 Doctoral thesis, comprehensive summary, Mid Sweden University doctoral thesis, Mid Sweden
Shell zone analysis of the aluminum alloys produced by means of semicontinuos casting The "shell zone" is the inner part of the lamination plates close to the surface, it is characterized by a structural and
chemical non-uniformity. The risk of gaseous inclusions caused by the solubilisation of hydrogen is significant in this volume. Industrial processes are aimed to reducing the thickness of the "shell zone" to lower it within a few millimetres so that it can be completely removed by the subsequent mechanical milling operation. The parameters that influence
the formation of the "shell-zone" are: i) the alloy chemical composition, ii) the casting speed, iii) the amount of the me-
tal in the mould, iv) the temperature, v) the water flow used for the plate cooling. In this study, the effect of the variation of some of the parameters above was evaluated to minimize the thickness of the "shell zone" for plates obtained from a semi-continuous casting of AA1200 e AA8006.
KEYWORDS: SHELL ZONE, ALUMINIUM ALLOYS, SEMI-CONTINUOUS CASTING, SOLIDIFICATION.
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Scientific papers - Foundry
Effetto di affinante e modificante sulla microstruttura delle leghe Al-Si da colata E. Fracchia, M. Rosso, F.S. Gobber
La necessità di ridurre le emissioni di CO2 ha spinto i produttori di veicoli verso l’adozione di materiali in grado di garantire una riduzione del peso quanto più possibile consistente. Per questa ragione, oltre che per le buone proprietà meccaniche specifiche, le leghe alluminio-silicio trovano vasta applicazione nel settore dell’autoveicolo. Sebbene le leghe Al-Si siano leghe note e oggetto di numerosissimi studi, un ulteriore passo in avanti può coinvolgere la valutazione degli effetti degli additivi modificanti ed affinanti sulla microstruttura della lega e sulla forma delle fasi intermetalliche. In questo lavoro, dei getti in lega EN AC 45300 (AlSi5Cu1Mg), verranno analizzati nello stato as-cast e in seguito a trattamento termico T6, con e senza l’adozione di agenti affinanti e modificanti, con l’obiettivo di studiare le evoluzioni che avvengono nelle microstrutture in termini di morfologia delle fasi intermetalliche.
PAROLE CHIAVE: ALSI5CU1MG; INTERMETALLICI; AFFINAZIONE; MODIFICA; TRATTAMENTO TERMICO T6. INTRODUZIONE
Le leghe di alluminio rivestono un ruolo primario nei settori
in cui il binomio leggerezza-resistenza meccanica è di particolare interesse. Infatti, tali leghe offrono una resistenza
specifica buona o molto buona, unitamente alla leggerezza
ed una buona resistenza alla corrosione in genere (1). Per
quanto riguarda il comparto fusorio (2), le leghe alluminio-silicio sono ampiamente adottate per realizzare com-
ponenti e parti strutturali, sia tramite colata in gravità che
con colata in pressione. Tali leghe garantiscono il soddisfacimento di talune proprietà, variabili a seconda degli elementi di lega e dei trattamenti termici subiti, quali la buona
resistenza meccanica, buon allungamento a rottura, sufficiente o buona resistenza alla corrosione, buona saldabilità.
Elisa Fracchia, Mario Rosso, Federico Simone Gobber
INSTM, c/o Politecnico di Torino, Dipartimento di Scienza Applicata e Tecnologia (DISAT), Viale T. Michel 5, 15121 Alessandria, Italia
Gli elementi presenti in lega impattano su tali proprietà in modo positivo o negativo, a seconda delle fasi intermetalli-
che che nucleano o della loro forma. Infatti, fasi intermetalliche dalla conformazione complessa o aventi forma acicu-
lare possono agire da concentratori degli sforzi, fornendo al
limite un contributo negativo alla resistenza meccanica dei
manufatti. Anche il silicio, elemento caratterizzante l’eutet-
tico delle leghe Al-Si, nella sua forma as-cast si presenta con forma aciculare (3), tanto più grossolana quanto minore è il tenore presente in lega.
La Metallurgia Italiana - January 2021
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Memorie scientifiche - Fonderia In particolare, per quel che riguarda la lega EN AC 45300 (Al-
apprezzabile sullo SDAS dendritico rispetto alla condizione
utettica, ovvero una lega il cui contenuto di silicio è minore
con la lega madre AlSr influenzi le proprietà meccaniche:
Si5Cu1Mg), oggetto di questo lavoro, essa è una lega ipoe-
del 12% in peso, ed è caratterizzata da un tenore di alliganti rilevanti, che danno luogo a varie fasi intermetalliche (4–6).
In (4), infatti, è stata osservata la presenza di alcune delle fasi intermetalliche principali che caratterizzano la lega, quali
Si, θ-Al2Cu, β-Mg2Si, β-Al5FeSi, α-Al8Fe2Si. In (5,6), tramite
DSC, SEM-EDS ed XRD sono state evidenziate le ulteriori fasi: α-Al12(FeMn)3Si, Q-Al5Cu2Mg8Si6 caratterizzanti tale
lega.
Le fasi intermetalliche hanno un rilevante impatto su diverse proprietà, anche in funzione delle loro dimensioni e morfologie. Dal punto di vista della resistenza alla corrosione,
ad esempio, è dimostrato che gli intermetallici β-Mg2Si ed
il silicio eutettico influenzano la resistenza alla corrosione (3): Mg2Si, all’inizio del processo corrosivo, assume com-
portamento anodico, mentre il silicio disperso in matrice ha comportamento catodico, per cui è β-Mg2Si a corrodersi. Tuttavia, con il progredire della dissoluzione del Mg, si ha
un arricchimento in Si della fase intermetallica che diviene
quindi catodica, spostando la dissoluzione sulla lega base.
Il rame, invece, altro elemento caratterizzate della lega EN AC 45300, è principalmente presente nell’intermetallico Al-
Cu, che agisce come catodo favorendo la corrosione della 2 materiale base. In (7), inoltre, è stato dimostrato che piccole
addizioni di La oltre ad avere effetto di affinazione sul grano possono influenzare positivamente la resistenza alla corrosione, tuttavia oltre lo 0.9% w.t. si creano micro-coppie
galvaniche deleterie. L’aggiunta di altri elementi in piccole
quantità, unitamente al trattamento termico T6, ha effetto sulla resistenza alla corrosione, nonché sulla durezza della lega (8): infatti l’addizione di Pr e Ce nelle leghe trattate T6, porta ad un’affinazione di alcune fasi intermetalliche quali θ-Al2Cu ed il Si eutettico ad esempio.
Nei lavori (4,9,10), è trattata la modifica della lega EN AC
45300 in seguito all’adozione di Sr, Na o Sb. In (4) si osserva che l’adozione parallela di modifica ed affinazione influenza la taglia delle fasi intermetalliche e nello specifico di β-Mg2Si
e del Si eutettico, riducendo al contempo lo SDAS dendritico. D’altra parte, non si osserva l’effetto di frammentazione di β-Al5FeSi, nonostante sia un effetto atteso secondo altri
autori (11). L’affinazione con il trattamento a ultrasuoni del
fuso è stato preso in considerazione nei lavori (12,13), mentre in (4) è stato evidenziato come 250ppm di AlTiB porti
ad avere una riduzione della taglia degli intermetallici tipo
β-Fe e α-Fe, ma non sia sufficiente da impattare in modo
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senza affinazione. In (14) si è evidenziato come la modifica si riscontrano una riduzione della taglia di α-Al ed una di-
minuzione delle dimensioni del Si eutettico, nonché un
aumento delle proprietà meccaniche a trazione, ed in particolare dell’allungamento a rottura, ed un aumento della re-
sistenza ad usura, con meccanismo di usura in parte dovuto ad abrasione ed in parte dovuto ad adesione. Le proprietà tribologiche sono anche influenzate dall’impiego di terre
rare come il La, che aumenta la durezza e riduce la taglia del grano: in (15) si è dimostrato che lo 0.6% w.t. rappresenta la quantità ideale per migliorare tali proprietà.
Anche il trattamento termico della lega EN AC 45300 è stato oggetto di studio. In particolare le fasi che coinvolgono
il trattamento termico sono la solubilizzazione, in cui si ha la dissoluzione delle fasi intermetalliche, e l’invecchiamento artificiale, in cui si ha la formazione delle fasi indurenti (principalmente β-Mg2Si e θ-Al2Cu) dalla soluzione solida
sovrassatura. In questo senso, in (16), si è osservato che trattamenti prolungati a bassa temperatura (150°C) permettono di ottenere buone proprietà meccaniche preservando l’allungamento a rottura.
In questo lavoro, le microstrutture della lega EN AC 45300
sono state studiate prima e dopo il trattamento termico T6, in seguito all’utilizzo di agenti affinanti e modificanti, con
l’obiettivo di cogliere le evoluzioni delle fasi intermetalliche presenti in lega e della microstruttura. Tali evoluzioni
impattano notevolmente sulla resistenza meccanica della lega e per queste ragioni un tailoring accurato delle fasi in-
termetalliche, laddove possibile, rappresenta un punto di partenza importante per standardizzare il processo produttivo e portarsi verso condizioni microstrutturali ideali. MATERIALI E METODI
La lega oggetto di questo studio è la EN AC 45300, anche
nota come AlSi5Cu1Mg (similare a AA355.2). La composizione della lega è riportata in Tab.1. Gli elementi alliganti principali, Cu e Mg, concorrono nel formare fasi interme-
talliche indurenti, in particolare in seguito al trattamento
termico. Il tenore di Fe rilevante è compensato da un altrettanto tenore di Mn che concorre nella formazione di intermetallici aventi forme che riducono la concentrazione degli sforzi. La lega è stata colata per gravità in una conchiglia
preriscaldata a 400°C e verniciata con un’apposita vernice isolante (17,18). La colata è avvenuta a 710°C, senza l’ado-
zione di scorificanti o degasanti. Complessivamente sono
pagina 14
Scientific papers - Foundry stati prodotti per colata in gravità 4 getti: uno senza additivi,
con trattamento termico T6: solubilizzazione a 520°C per
250ppm di lega AlTiB ed infine uno sia affinato che modifica-
le a 175°C per 3h. L’impiego dello stesso campione per le
uno con modifica con 250ppm di lega AlSr, uno affinato con
to (250ppm di AlTiB e 250ppm di AlSr). Da ogni getto è stato ricavato un campione che è stato dapprima analizzato nel
suo stato as-cast e successivamente trattato termicamente
3h, tempra in acqua (30°C circa), invecchiamento artificia-
osservazioni as-cast e T6 è motivato dalla volontà di evitare alterazioni delle misure dovute alle differenti zone di prelievo del campione.
Tab.1 - Composizione della lega / Alloy composition. EN AC 45300 – AlSi5Cu1Mg Elementi
Si
Min. (%)
4.5
Max .(%)
5.5
Fe
Cu
Mn
1 0.55
1.5
Mg
Zn
Pb
Sn
Ti
0.25
0.15
0.15
0.05
0.20
0.40 0.55
0.65
I campioni, prelevati nel centro del getto, sono stati lucidati con carte abrasive a granulometria crescente, da 180
a 2400, e successivamente con silice colloidale ed attaccati chimicamente con HF per 10 secondi. I campioni così preparati sono stati osservati al microscopio ottico metal-
lografico. L’osservazione micrografica ha permesso, per
mezzo dell’analisi di immagine, di evidenziare e di valutare
la dimensione media degli intermetallici del Fe, dello SDAS dendritico e di valutare le dimensioni medie del silicio eutettico.
L’analisi di immagine è stata effettuata come segue: per lo SDAS si sono utilizzate tre micrografie ad ingrandimento 10X appartenenti a zone diverse del campione, in tutto si sono misurate 10 distanze interdendritiche per ogni imma-
gine (30 in totale). Per la valutazione del Si eutettico sono state utilizzate tre micrografie ad ingrandimento 20X; infine
con micrografie a 50X si sono osservate e misurate le fasi intermetalliche del Fe (10 intermetallici per ogni campione). RISULTATI E DISCUSSIONE
SDAS dendritico
Come è noto, lo SDAS, ovvero la distanza interdendritica,
varia in funzione di diversi parametri che coinvolgono sia il processo produttivo che le modalità di esecuzione dei trat-
tamenti termici dalla lega. A parità di processo produttivo, è possibile osservare l’evoluzione dello SDAS nella lega oggetto di studio quando essa è sottoposta a trattamento
La Metallurgia Italiana - January 2021
Ni
Al Bal.
termico oppure a differenti trattamenti del fuso. In Fig. 1 sono mostrate le misure degli SDAS ottenuti in condizioni as-cast ed in seguito al trattamento termico T6. Per quan-
to riguarda lo stato as-cast, osservando i soli valori medi, si
osserva che l’aggiunta di affinante AlTiB porta alla riduzione dello SDAS dendritico, riduzione ulteriormente incentivata
con l’addizione di AlSr. Il solo AlSr dà comunque un contributo alla riduzione dello SDAS. Osservando i valori medi,
si nota come le riduzioni in termini di µm di SDAS misurate
nel campione affinato e nel campione modificato rispetto al campione senza additivi, corrispondono esattamente alla diminuzione di µm osservata nel campione affinato e mo-
dificato: 1.13 µm di riduzione nel campione modificato, 5.29 µm di riduzione nel campione affinato e 6.4 µm di riduzione
nel campione affinato e modificato. Nella condizione T6 le
evoluzioni microstrutturali sono invece guidate dai fenomeni di sferoidizzazione del silicio che subentrano duran-
te il trattamento termico, sferoidizzazione ulteriormente promossa da AlSr. In questo caso, infatti, nel grafico a barre
indicante il trend in T6, si osserva come sia il campione modificato a presentare il valore di SDAS maggiormente ridot-
to, seguito dal campione modificato ed affinato e solo dopo dal campione affinato. In ogni caso, il campione privo di ad-
ditivi presenta il valore medio di SDAS maggiore. Essendo subentrati ulteriori fenomeni termici, rispetto al campione senza additivi si nota una riduzione dello SDAS di 1.3µm
con AlTiB, di 2.35 µm con AlTiB e AlSr e di 4.61 µm con AlSr.
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Memorie scientifiche - Fonderia
Fig. 1 - Misure dello SDAS dendritico in condizioni as-cast e T6 / Dendritic SDAS measures in as-cast and T6 conditions. In termini percentuali nei campioni con AlSr si è osservata
sua forma as-cast, consente di ottenere getti con proprietà
una riduzione dello SDAS di circa il 4% in condizioni as-cast
meccaniche migliorate; infatti, il Si eutettico sferoidizzato in
e di circa 18% in T6; con AlTiB, invece, una riduzione di circa
seguito a trattamento termico ha un ruolo chiave nell’au-
il 18% in stato as-cast e del 5% con il trattamento T6, infine
mento della resistenza all’usura (21) e della resilienza (3). In-
nei campioni che vedono l’adozione di entrambi gli additi-
fine, anche quando l’effetto della sferoidizzazione dell’eu-
vi si riscontra una riduzione del 22% in stato as-cast e del
tettico in seguito a trattamento T6 risulta meno evidente,
9% circa in stato T6. Da questi risultati appare evidente che,
il silicio si presenta con forme aciculari aventi estremità
nella pratica, se si vuole ridurre lo SDAS dendritico biso-
tondeggianti (è il caso delle microstrutture in Fig. 2-B,F)
gna prestare attenzione allo stato di fornitura finale richie-
anziché squadrate come nei corrispettivi stati as-cast (mi-
sto al manufatto: se esso va impiegato in condizioni as-cast
crostrutture Fig. 2-A,E). Infatti, il getto interessato dall’af-
è bene utilizzare l’affinante AlTiB, se è invece previsto un
finazione con AlTiB presenta una microstruttura similare
trattamento termico T6 si può optare per l’adozione di AlSr,
sia in stato as-cast che T6, fatta eccezione per le estremità
ottenendo anche l’effetto di sferoidizzazione del Si eutetti-
maggiormente tondeggianti del silicio eutettico in stato T6.
co altrimenti aciculare.
Attraverso l’analisi di immagine si può valutare la circolarità del Si eutettico nelle differenti condizioni di processo, con-
Evoluzione del silicio eutettico
statando una circolarità inferiore nei campioni che vedono
L’osservazione delle microstrutture nei vari getti permette
l’aggiunta di AlTiB. In Tab. 2 sono riportati i valori misura-
di evidenziare la nota tendenza alla sferoidizzazione del sili-
ti tramite analisi di immagine inerenti il silicio eutettico; in
cio eutettico nei getti interessati dal trattamento di modifica
particolare, la taglia media delle particelle è direttamente
allo Sr. Anche l’azione combinata di modifica e affinazione
correlabile all’effetto degli additivi o del trattamento termi-
dà luogo alla sferoidizzazione del silicio (4) già nello stato
co.
as-cast, tuttavia è sufficiente anche il solo trattamento ter-
Si osserva che, in condizioni as-cast così come dopo trat-
mico T6 senza l’aggiunta di additivi per riscontrare un note-
tamento termico T6, in assenza di additivi, la taglia media
vole effetto (19), dal momento che le elevate temperature
del silicio eutettico diminuisce di circa il 40%. In assenza
favoriscono la modifica del Si (20).
di trattamento termico è l’adozione di AlSr ad influire mag-
In Fig. 2 sono mostrate le microstrutture ottenute nei get-
giormente sulla diminuzione della taglia media del Si, come
ti, con e senza trattamento termico. Si nota una generale
noto. In seguito al trattamento termico, invece, la taglia me-
tendenza alla sferoidizzazione del Si eutettico in seguito
dia appare similare a quella delle condizioni as-cast, tuttavia
al trattamento T6 (Fig. 2-B,D,F,H). Tale tendenza è altresì
è la forma del Si ad essere differente. Si rileva, in generale,
evidente nei getti in cui è presente AlSr anche senza tratta-
una circolarità delle particelle superiore ed una maggiore
mento termico (Fig. 2-C,G). L’evoluzione nella forma del si-
solidità (> 0.9) in caso di trattamento termico.
licio eutettico, infragilente e concentratore degli sforzi nella
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Scientific papers - Foundry
Fig. 2 - Microstrutture ottenute al microscopio ottico a 50X di ingrandimento, prima e dopo trattamento termico T6. A: As
cast; B: T6; C: 250ppm AlSr; D: 250ppm AlSr T6; E: 250ppm AlTiB; F: 250ppm AlTiB T6; G: 250ppm AlSr + 250ppm AlTiB; D:
250ppm AlSr + 250ppm AlTiB T6 / Microstructures obtained at optical microscope at 50X of magnification, before and after heat treatment T6. A: As cast; B: T6; C: 250ppm AlSr; D: 250ppm AlSr T6; E: 250ppm AlTiB; F: 250ppm AlTiB T6; G: 250ppm AlSr + 250ppm AlTiB; D: 250ppm AlSr + 250ppm AlTiB T6.
Tab.2 - Analisi della forma del silicio eutettico / Shape analysis for eutectic silicon. ANALISI DI IMMAGINE – SILICIO EUTETTICO Campioni ↓
Taglia media [µm2]
Circolarità
Solidità
45300
2.711
0.867
0.884
45300 AlSr
1.466
0.828
0.873
45300 AlTiB
1.765
0.881
0.912
45300 AlTiB AlSr
1.530
0.799
0.851
45300 T6
2.606
0.857
0.905
45300 AlSr T6
1.629
0.876
0.913
45300 AlTiB T6
1.631
0.869
0.905
45300 AlTiB AlSr T6
1.523
0.905
0.927
Intermetallici del Ferro
bassa, è possibile che si verifichi la dissoluzione degli inter-
Le principali fasi intermetalliche che Fe forma nelle leghe
metallici β-Al5FeSi ad alte temperature, attraverso la fram-
Al-Si sono: β-Al5FeSi, avente struttura monoclina e forma
mentazione delle placchette e la successiva dissoluzione
a placchetta, che si ottiene con un lento raffreddamento;
(3). La letteratura riporta invece che per α-Al15(Mn, Fe)3Si2
δ-Al4FeSi2, ortorombico e di forma aghiforme per rapidi
non si verifica dissoluzione (23). In (24), per una lega Al-Si
raffreddamenti; α-Al8Fe2Si con reticolo esagonale e forma
di composizione eutettica, si è riscontrato che, in seguito
poliedrica, quando il contenuto di Fe è particolarmente rile-
a prolungata solubilizzazione a 500°C e nonostante la pre-
vante, ed infine α-Al15Fe3Si2 con struttura cubica e forma po-
senza di AlSr, l’intermetallico α-Al15(Mn, Fe)3Si2 non va in-
liedrica o α-Al15(Mn, Fe)3Si2 a scrittura cinese, se è presente
contro a particolari cambiamenti di forma o dimensione,
Mn. Anche Co, Cr e Ni influenzano le forme degli interme-
inoltre si è osservato che Ni e Cu durante il trattamento
tallici del Fe ed in particolar modo gli intermetallici deleteri
termico si dissolvono in α-Al15(Mn, Fe)3Si2 rendendolo ul-
β, rendendoli meno dannosi (22).
teriormente stabile.
Nonostante la solubilità di Fe nella matrice di Al sia molto
In (25) si è evidenziato invece come lo Sr agisca frammen-
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Memorie scientifiche - Fonderia tando β-Al5FeSi per diffusione del silicio.
quella del campione affinato con AlTiB ma inferiore al cam-
Prendendo come punto di partenza analisi condotte in
pione con AlTiB e AlSr.
precedenza (4) è emerso che in condizioni as-cast e senza
In Tab. 3 sono mostrati i risultati medi (area media delle fasi
l’utilizzo di additivi di colata per l’intermetallico α-Al15(Mn,
intermetalliche osservate) ottenuti attraverso l’analisi di im-
Fe)3Si2 la dimensione media sia di circa 56 µm2, dimensione
magine, mentre in Fig. 3 sono mostrate delle micrografie
che aumenta del 29% con l’addizione di AlTiB e del 9% con
che evidenziano la diffusione del Si in seguito al trattamen-
AlTiB e AlSr. Un trend simile si è osservato anche con l’in-
to termico T6 e la frammentazione degli intermetallici β-Fe.
termetallico β-Al5FeSi: in condizione as-cast senza additivi si è misurata un’area media di circa 20 µm2, valore similare a Tab.3 - Taglia media delle principali fasi del Fe / Area for the main Fe phases. ANALISI DI IMMAGINE – INTERMETALLICI DEL Fe Campioni ↓
β-Al5FeSi
α-Al15(Mn, Fe)3Si2
45300 [4]
19.77 µm2
55.88 µm2
45300 AlSr
25.62 µm2
104.62 µm2
45300 AlTiB [4]
14.94 µm2
72.07 µm2
45300 AlTiB AlSr [4]
32.47 µm2
60.80 µm2
45300 T6
14.97 µm2
63.24 µm2
45300 AlSr T6
15.35 µm2
65.25 µm2
45300 AlTiB T6
15.76 µm2
64.09 µm2
45300 AlTiB AlSr T6
10.79 µm2
79.34 µm2
In generale, nei vari campioni si osservano risultati similari a
stato dimostrato come l’adozione di Sr porti ad un aumento
dopo l’esecuzione del trattamento termico. Nel campione
43500. Anche gli intermetallici β-Fe presentano valori simili
livello di dimensione per gli intermetallici α-Fe, sia prima che additivato con AlSr, gli intermetallici α-Fe si presentano già
grossolani in stato as-cast (Fig. 3-A). D’altra parte, in (26) è
della presenza della fase α-Fe nella lega ipoeutettica EN AC nei diversi campioni, anche in seguito al trattamento termico.
Fig.3 - Intermetallici β-Fe in un campione as-cast (A) e nello stesso campione in seguito a trattamento termico T6 (B). In C, è mostrata la nucleazione di β-Fe su intermetallici α-Fe / β-Fe intermetallics in as-cast sample (A) and after heat treatment T6 (B). In C is shown the β-Fe nucleation on α-Fe intermetallics.
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Scientific papers - Foundry CONCLUSIONI
sono trovare ugualmente intermetallici β-Fe aventi però
colata in gravità manuale, utilizzando affinanti e modificanti
β-Fe evidenziata per il campione con AlSr. Il refining con
In questo lavoro sono stati realizzati dei getti attraverso la
nonché il trattamento termico T6 al fine di evidenziare le evoluzioni a cui è soggetta la microstruttura.
Riassumendo, sono stati ottenuti i seguenti risultati:
• In seguito al trattamento termico T6, lo SDAS medio misurato risulta inferiore a quello dello stato as-cast. I cam-
pioni contenenti AlTiB in stato as-cast hanno mostrato
una riduzione dello SDAS dendritico sensibilmente maggiore, mentre in seguito al trattamento termico sono
dimensioni notevoli, a spiegare l’elevata taglia media di l’addizione di AlTiB provoca il refining anche degli intermetallici β-Fe, anche se su tale tema si trovano in lette-
ratura risultati contrastanti al variare della composizione della lega Al-Si. Tuttavia, l’addizione di AlTiB in una lega contenente anche AlSr sembra annullare il benefico effetto di riduzione del tenore di β-Fe, fenomeno evidente
in Tab. 3 per i campioni as-cast, laddove si notifica la dimensione media di 32.47 µm2.
i campioni contenenti AlSr ad aver mostrato la riduzione
• L’intermetallico TiB2, dovuto all’addizione della lega af-
• L’eutettico è interessato da un’evoluzione, in particolar
intermetallici α-Fe, ma anche per gli intermetallici β-Fe,
2 e dalla Tab. 2 è possibile riscontrare una riduzione della
pioni contenenti AlTiB (Fig. 3-C), in cui si è osservata la
più marcata;
finante, agisce anche come sito di nucleazione per gli
modo per quanto riguarda la forma del silicio. Dalla Fig.
come infatti si è osservato nelle microstrutture dei cam-
taglia media del silicio sia in seguito all’adozione di AlSr
nucleazione di β-Fe sugli intermetallici di α-Fe.
che di AlTiB. Le microstrutture evidenziano come tali riduzioni di taglia siano attribuibili alla globulizzazione, in
Per concludere, al fine di contenere gli intermetallici del Fe
per assottigliamento, in presenza di AlTiB. Nel campio-
getti che si troveranno a lavorare in condizioni as-cast è bene
as-cast entrambi gli effetti;
più possibile veloce, al fine di limitarne la formazione, even-
tità degli intermetallici del ferro. La formazione degli in-
l’eventuale frammentazione e riduzione percentuale (in ter-
duttivo, dalla velocità di raffreddamento e dagli additivi
che la fase che si verrà eventualmente a formare potrebbe
più lunghi portano ad una maggiore presenza di β-Fe an-
assoggettati a trattamento termico è invece opportuno affi-
numero di siti di nucleazione per β-Fe, per cui diminui-
re intermetallici più piccoli e tondeggiati, che migliorano le
caso di presenza di AlSr e trattamento termico T6, che
ed in particolare il maggiormente dannoso β-Fe, in caso di
ne contenente entrambi gli additivi si riscontrano in stato
prevedere una velocità di raffreddamento del getto il quanto
• AlSr e AlTiB influiscono anche sulla morfologia e quan-
tualmente agendo con un agente modificate che ne provochi
termetallici β-Fe è influenzata, a parità di processo pro-
mini di numero di intermetallici osservati), tenendo in conto
aggiunti in lega. In particolare tempi di raffreddamento
essere di dimensioni rilevanti. Per getti che dovranno essere
che grossolani. La presenza di Sr riduce notevolmente il
darsi all’adozione di modificanti e affinanti, al fine di ottene-
sce la percentuale di tale fase in microstruttura (in termini
proprietà meccaniche finali.
di numero di intermetallici osservati) [27], tuttavia si pos-
La Metallurgia Italiana - January 2021
pagina 19
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alloys find wide application in the automotive sector. Although Al-Si alloys are well-known alloys and the subject of
numerous studies, a further step forward may involve the evaluation of the effects of modifying and refining additives on the microstructure of the alloys and on the shape of the intermetallics. In this work, castings realized in EN AC 45300
alloy (AlSi5Cu1Mg) will be analysed in the as cast as well as in T6 state, before and after the adoption of refining and modifying agents, with the aim of studying the evolutions that occur in microstructures in terms of intermetallic shapes.
KEYWORDS: ALSI5CU1MG; INTERMETALLICS; REFINING; MODIFICATION; HEAT TREATMENT T6.
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Memorie scientifiche - Fonderia
Approccio innovativo basato sull’analisi dell’incrudimento di curve di flusso in trazione per qualificare la difettosità di una di lega di Al pressocolata G. Angella, G. Timelli, F. Bonollo
L’analisi dell’integrità strutturale di componenti in leghe di Alluminio prodotti mediante pressocolata (High Pressure Die Casting - HPDC) è fondamentale per l’obiettivo di identificare una correlazione fra processo-microstruttura-proprietà meccaniche, correlazione che permetta di classificare la bontà dei parametri di processo, ed individuare i potenziali ambiti applicativi. La prova di trazione rappresenta il metodo più semplice per perseguire questo obiettivo, e l’analisi dell’incrudimento delle curve di flusso plastico di trazione sembra essere in grado di fornire interessanti correlazioni. Un metodo innovativo basato sull’analisi dell’incrudimento mediante il formalismo dell’equazione costitutiva di Voce ha fornito risultanti interessanti in altri materiali da fonderia, quali le ghise sferoidali. In questo lavoro, si riportano i risultati dell’applicazione del metodo innovativo ad una lega di Al pressocolata in due componenti aventi due diverse geometrie. Una geometria è quella di un provino tondo di trazione, adottato come riferimento in quanto avente una geometria semplice e un’integrità “ideale” secondo la normativa CEN/TR 16748:2014, ed una seconda geometria più complessa riferita a un getto reale con forma ad U. La procedura innovativa ha identificato in modo univoco che la lega di Al pressocolata in forma di provetta colata a parte presenta un’integrità maggiore del materiale riferito al getto con geometria ad U, dimostrando che la procedura innovativa può essere utilizzata con successo anche per le leghe di Al pressocolate.
PAROLE CHIAVE: CORRELAZIONE PROCESSO-MICROSTRUTTURA-PROPRIETÀ; EQUAZIONE DI VOCE; HPDC; LEGHE AL. INTRODUZIONE
La pressocolata (HPDC) è ampiamente utilizzata per la pos-
sibilità di ottenere componenti di geometria complessa e
pareti con spessori sottili con elevate cadenze produttive [1,2]. Tuttavia, esiste una serie di parametri di processo nel-
la HPDC che, se non adeguatamente ottimizzati, causano la riduzione della qualità del componente pressocolato.
G. Angella
Tra tutti i possibili difetti prodotti durante HPDC, quali ad
Istituto CNR-ICMATE, Sede di Milano, via R. Cozzi 53 – 20125 – Milano
leteria è rappresentato dall'intrappolamento di aria/gas nel
Dipartimento di Tecnica e Gestione dei Sistemi Industriali, Università di
esempio porosità da ritiro e inclusioni, la difettosità più de-
metallo fuso durante le fasi di riempimento dello stampo
G. Timelli, F. Bonollo
Padova, sede di Vicenza,str. S. Nicola, 3 – 36100 – Vicenza
[3,4]. I difetti formatesi riducono le proprietà meccaniche delle leghe, rendendole imprevedibili, problema che può essere ancora più significativo nei getti con sezioni sottili
come quelli prodotti mediante HPDC, dove il difetto può
assumere dimensioni confrontabili allo spessore medesimo. In [5,6] si è dimostrato come le proprietà meccaniche
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Scientific papers - Foundry diminuiscano in modo monotono con l’aumento della fra-
rottura εRupture in funzione degli allungamenti uniformi teori-
dei campioni di leghe di Al prodotte tramite processi di
di Voce. Il metodo IAD è in grado di identificare se possi-
di HPDC, poiché anche i getti con alta integrità prodotti in
rottura del materiale si verifica prematuramente prima della
zione areale dei difetti osservati sulla superficie di frattura gravità. Il problema è comunque intrinseco alla tecnologia
geometrie prossime al campione tondo per la prova di trazione secondo la normativa CEN/TR 16748:2014 [7] contengono difetti, seppur in densità e dimensioni decisamente
inferiori rispetto ai componenti reali prodotti in geometrie
complesse. È quindi importante analizzare gli effetti del processo sulle proprietà meccaniche per individuare possi-
bili correlazioni fra processo-microstruttura-proprietà per valutare i parametri di processo adottati, per ottimizzarli e per identificarne gli ambiti di applicazione.
Una procedura matematica basata sulla modellazione delle curve di flusso plastico in trazione attraverso l'equazione costitutiva di Voce ha dato risultati promettenti sia sul-
la classificazione che sulla valutazione dell'integrità di un ampio numero di diverse classi di ghise sferoidali (Ductile
Irons - DI) [8-10]. Il metodo è basato sull’utilizzo dei para-
metri di Voce ottenuti dalla modellazione delle curve spe-
rimentali di trazione per costruire due diagrammi. Il primo è il diagramma per la valutazione della matrice (Matrix Asses-
sment Diagram - MAD) dove vengono posti in grafico i parametri di Voce 1/εc vs. Θo. In MAD, i dati da DI con diverse
composizioni chimiche e diversi processi produttivi si trovavano su specifiche linee rette di migliore interpolazione, cosicché mediante MAD è possibile identificare in modo univoco diverse classi di DI. Il secondo è il diagramma di
valutazione dell'integrità (Integrity Assessment Diagram -
IAD) costituito dal grafico degli allungamenti sperimentali a
ci εUniform (dove inizia la strizione) calcolato con il formalismo
bili difetti sono presenti, poiché, qualora siano presenti, la
deformazione localizzata nella strizione. Al contrario, con
getti integri e sani la frattura si manifesta oltre la strizione.
In realtà è stato riportato che anche il diagramma MAD può
fornire importanti indicazioni sull’integrità delle DI, analizzando i coefficienti delle specifiche linee rette di migliore interpolazione. La procedura basata su MAD e IAD è, dun-
que, promettente nella classificazione e valutazione dell’integrità di DI [10,11].
Poiché questo metodo innovativo ha avuto riscontri positivi
con le DI, in questo lavoro si è voluto testare le potenzialità
su un’altra lega da fonderia, ovvero una lega di Al da pres-
socolata. Il processo di pressocolata, che produce intrinsecamente una considerevole densità di difetti, si è prestato
particolarmente al perseguimento di questo obiettivo. In questo lavoro, dunque, si riportano i risultati dell’applicazione del metodo innovativo basato sull’analisi dell’incrudimento di curve di flusso in trazione mediante l’equazio-
ne costitutiva di Voce ad una lega di Al pressocolata in due componenti con diverse geometrie. Una geometria è pros-
sima ad un provino di trazione, e il materiale è assunto come
riferimento, in quanto avente maggior integrità secondo la normativa CEN/TR 16748:2014 [7], mentre una seconda ge-
ometria con getto a forma di U utilizzato in precedenti studi [12,13] è stata testata.
Materiali e condizioni di processo
Tab.1 - Composizioni chimiche(% in peso) delle leghe di Al della serie EN AC-46000 utilizzate. Lega
Si
Mg
Cu
Fe
Mn
Zn
Ni
Cr
Ti
Al
Getto di riferimento
8.23
0.25
2.825
0.799
0.261
0.895
0.081
0.083
0.04
resto
Getto a U
9.87
0.22
2.441
0.758
0.216
0.467
0.059
0.018
0.07
resto
Le composizioni chimiche in peso % delle leghe di Al della serie EN AC-46000 utilizzata per la realizzazione del getto di riferimento, prodotto in geometria prossima alla provetta per la prova di trazione secondo la normativa [7], e del get-
to a forma di U sono riportate in Tab. 1. Il getto a U è stato prodotto secondo il profilo di iniezione identificato come
T2 in [12,13], i cui principali parametri di processo sono ri-
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portati in Tab. 2. Nel getto a U i provini di trazione sono stati
prelevati da otto differenti posizioni specifiche (codificate con Z1-Z8), per verificare l’integrità laddove il componente può presentare criticità particolari di difettosità. In [12,13] è
riportata una dettagliata analisi delle proprietà meccaniche ingegneristiche e dell’integrità dei getti prodotti.
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Memorie scientifiche - Fonderia Tab.2 - Parametri di processo utilizzati nella realizzazione di provini pressocolati a parte (getto di riferimento) e del getto a U HPDC dei provini di riferimento secondo la normativa [7] e del profilo T2 [12,13]. Velocità del pistone in 1a fase
Velocità del pistone in 2a fase
Velocità agli attacchi di colata
Pressione di intensificazione
Temperatura di colata
(m/s)
(m/s)
(m/s)
(MPa)
(°C)
Getto di riferimento
0.2
2.7
51.0
40
Getto a U
0.4
3.0
48.9
40
Lega
Procedura
di
correlazione
processo-microstruttu-
690
dotti di fonderia è basata sulla modellazione delle curve di
ra-proprietà: teoria e descrizione operativa
flusso plastico in trazione attraverso l'equazione costituti-
La procedura matematica per valutare l’integrità dei pro-
va di Voce
1)
dove σ e εp sono lo sforzo vero e la deformazione plastica
ghise sferoidali isotermate (Isothermed Ductile Irons –
vera, σo è il valore di sforzo per εp = 0, σV è lo sforzo di sa-
IDI) ed austemperate (Austempered Ductile Iron – ADI)
turazione asintotico, ed infine εc è la deformazione carat-
[8,9,14-16]. La procedura corretta per trovare i parametri
teristica che definisce la rapidità con cui la curva di Voce
dell'equazione di Voce [15,17,18] consiste nell'analizzare
tende allo sforzo asintotico σV. Eq. 1 è stato utilizzata con
l’incrudimento durante la deformazione plastica utilizzan-
successo per la descrizione delle curve di flusso di varie
do la forma differenziale di Eq. 1, ossia
classi di ghise sferoidali, quali ghise ferritiche-perlitiche,
2)
dove dσ/dεp è la velocità d’incrudimento (indicata con Θ
In Fig. 1 è riportato un esempio della procedura per risalire
per brevità), e Θo è una costante, ossia la velocità d’incru-
ai parametri dell’equazione di Voce da una curva di flusso
dimento per σ = 0. Mettendo su di un grafico i valori spe-
ottenuta da provino di trazione prodotto mediante HPDC
rimentali Θ vs. σ (detto diagramma Kocks-Mecking, per
secondo la normativa [7]. Prima della derivazione, la cur-
brevità diagramma KM), si possono ottenere mediante
va di flusso σ vs. εp è trattata mediante media mobile e poi
interpolazione lineare (qualora si trovino tratti lineari, tipi-
campionata. I dati differenziali così ottenuti sono riportati
camente ad elevati sforzi σ) i valori dei parametri Θo e 1/εc,
nel diagramma KM in Fig. 1a. I parametri di Voce, ovvero
da cui ottenere σV = Θo∙εc. σo si ottiene dall’interpolazione
1/εc e Θo, sono stati ottenuti interpolando la porzione li-
finale della curva sperimentale σ vs. εp con la curva di Voce,
neare dei dati sperimentali ad elevati sforzi (σ > 270 MPa),
minimizzando lo scarto tra curva in Eq. 1 e la curva di flusso
per poi ricavare lo sforzo asintotico mediante l’equazione
sperimentale. I parametri Θo e 1/εc hanno significato fisico
σV = Θo∙εc. La risultante curva di Voce in Eq. 1 è infine ri-
[17,18]: Θo è atermico in natura, ed è inversamente corre-
portata in Fig. 1b insieme alla curva di flusso sperimentale,
lato alla dimensione caratteristica delle microstruttura del
ottenendo lo sforzo σo mediante la minimizzazione dello
materiale, cosicché microstruttura fine implica elevati va-
scarto fra l’equazione di Voce con la curva sperimentale.
lori di Θo, mentre 1/εc è correlato al recupero dinamico, ed
A bassi sforzi c’è una discrepanza significativa fra equazio-
termico per natura.
ne di Voce e curva sperimentale, dovuta ad un transiente
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Scientific papers - Foundry durante il quale le strutture dislocative si formano, e poi
significato fisico è valida. Per la costruzione dei diagrammi
mantengono una conformazione auto-simile (principio di
che sono alla base della procedura qui analizzata si utiliz-
similitudine [16,17]) secondo una trasformazione omote-
zano i parametri di Voce 1/εc e Θo ottenuti da questa mo-
tica proporzionale a 1/σ. In questo intervallo di sforzi in
dellazione.
cui la similitudine è valida, l’equazione di Voce con il suo
Fig.1 - a) diagramma KM per l’analisi dell’incrudimento: la migliore interpolazione lineare (in rosso) è stata ottenuta utilizzando valori per σ > 270 MPa; b) la curva di Voce risultante (in rosso) èstata ottenuta minimizzando lo scarto fra equazione di Voce e curva sperimentale per σ > 270 MPa. Almeno 10 curve di flusso in trazione da provini tondi con-
il diagramma Material Assessment Diagram (MAD). Per la
formi allo standard [7] sono state analizzate, ed i parame-
determinazione della deformazione teorica uniforme
tri di Voce 1/εc e Θo ottenuti dalle migliori interpolazioni
εUniform che identifica l’inizio della strizione, secondo il for-
lineari, sono stati posti in grafico 1/εc vs. Θo per produrre
malismo di Voce si è utilizzata la seguente equazione:
3)
Per la lega di Al utilizzata nella realizzazione del getto a U
le differenziarle, cosicché è stato necessario procedere
sono state prodotte curve di flusso da 23 provini di tra-
diversamente, ricostruendo le curve di flusso in trazione
zione. Poiché le curve di trazione dei provini dal getto a
mediante l’approssimazione con l’equazione costitutiva
U erano particolarmente disturbate, non è stato possibi-
empirica di Ludwigson 4)
dove KH, KL, n e nL sono parametri senza alcun significato
dal getto a U per poter risalire ai parametri di Voce. Si noti
fisico ottenuti mediante interpolazione con le curve spe-
che l’equazione di Ludwigson approssima molto bene la
rimentali [15]. Ottenute le curve di Ludwigson, si è pro-
curva di flusso plastico; purtroppo la curva empirica non
ceduto a differenziarle per poi proseguirecon l’analisi dei
ha alcuna base fisica, cosicché i parametri di Ludwigson
diagrammi KM ed ottenere i parametri 1/εc e Θo. Nelle Fig. 2
(KH, KL, n e nL) ottenuti non sono direttamente attribuibili
e 3 è riportato un esempio della procedura di ricostruzione
alla microstruttura, e dunque non offrono correlazioni si-
e differenziazione di una curva di flusso da provino estratto
gnificative fra processo-microstruttura-proprietà.
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Memorie scientifiche - Fonderia
Fig.2 - a) Curva di flusso sperimentale di un provino di dissezione ricavato dal getto a U; b) curva di Ludwigson che meglio approssima la curva di flusso in a).
Fig.3 - a) diagramma KM per l’analisi dell’incrudimento: la migliore interpolazione lineare (in rosso) è stata ottenuta utilizzando valori per σ > 190 MPa; b) la curva di Voce risultante (in rosso) è stata ottenuta minimizzando lo scarto fra equazione di Voce e curva sperimentale per σ > 190 MPa. RISULTATI E DISCUSSIONE
presentano grossolani e con morfologia lamellare, carat-
La Fig. 4 mostra le microstrutture tipiche delle provette
A causa del tenore iniziale di rame in lega, si osservano par-
Analisi microstrutturale
pressocolate a parte, tramite il getto di riferimento indi-
teristiche tipiche delle leghe Al-Si non modificate.
ticelle ricche in Cu identificate come fase θ-Al2Cu. Questa
cato in normativa CEN/TR 16748:2014, e del getto a U. La
fase si presenta sia all’interno di isole eutettiche isolate (Al
è caratterizzata da cristalli equiassici di α-Al molto piccoli. I
particelle compatte e grossolane Al2Cu. Mentre la prima
patta e poco ramificata, che è associata all’elevata velocità
to, la seconda struttura è conseguenza di una quantità ele-
zione e alle intense sollecitazioni di taglio nella cavità dello
un sito eterogeneo di nucleazione per le particelle Al2Cu.
Una struttura eutettica di alluminio e silicio si può osser-
di piccole particelle α-Al15(Fe,Mn,Cr)3Si2, localizzate nelle
microstruttura è analoga in entrambi i getti pressocolati ed cristalli dendritici di α-Al presentano una morfologia com-
+ Al2Cu) nelle regioni interdendritiche, sia sotto forma di
condizione è favorita dall’elevata velocità di raffreddamen-
di raffreddamento del metallo durante la fase di solidifica-
vata di fasi intermetalliche ricche in Fe, che costituiscono
stampo durante le fasi di iniezione [19,20].
Le fasi ricche in Fe sono invece presenti sia sotto forma
vare nelle regioni interdendritiche dove i cristalli di Si si
regioni interdendritiche e lungo i bordi dei grani, sia sotto
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Scientific papers - Foundry forma di grosse particelle primarie α- α-Al15(Fe,Mn,Cr)3Si2,
note con il nome di sludge [21]. Entrambe le fasi mostrano
una morfologia compatta piuttosto che aciculare e questo
è da ricondursi alla combinazione di velocità di raffreddamento e tenore di Mn e Cr in lega [22].
Fig.4 - Tipiche microstrutture osservate nelle (a) provette pressocolate a parte tramite il getto di riferimento indicato in CEN/TR 16748:2014 [7] e (b) nel getto a U. Caratterizzazione meccanica
come le ghise GJS400 e le ghise con limitato contenuto
in grafico i parametri di Voce 1/εc vs. Θo ottenuti dalla mo-
[10,11], le rette di migliore interpolazione hanno intercetta
provini prodotti tramite il getto di riferimento e dei provini
fettosità metallurgiche, come le GJS400 prodotte in spes-
formazioni a rottura εRupture vs. le deformazioni uniformi εUn-
% in peso [10,11], le rette di migliore interpolazione hanno
In Fig. 5a è riportato il diagramma MAD, dove sono posti
di silicio prodotte in blocchi a Y con spessori 25-75mm
dellazione delle curve di flusso delle prove di trazione dei
positiva. Al contrario, nelle ghise con elevata densità di di-
estratti dal getto a U; mentre in Fig. 4b sono riportati le de-
sori elevati e ghise con contenuti in silicio superiori a 4.2
calcolati secondo l’Eq. 3 a formare il diagramma IAD. In
intercetta negativa. Inoltre, quanto più l’intercetta è nega-
pressoché simili, ma ottenute da getti con geometria e pa-
diagramma MAD ci permette di realizzare un confronto fra
iform
MAD (Fig. 4a), i due materiali con composizioni chimiche
tiva, tanto più la densità di difettosità è elevata. L’analisi del
rametri di processo diversi, sono disposti su linee rette di
geometrie e dunque fra processi (between-process analy-
migliore interpolazione ben distinte che li identificano in
sis). Il materiale prodotto tramite il getto a U ha un’inter-
modo univoco, dimostrando, dunque, che il diagramma
cetta pari a -63.7, assai più negativo di quanto trovato per il
La disposizione sulle rette è legata alla naturale dispersio-
gi di dissezione prelevati dal getto a U [12,13] riporta che la
geometria prossima a campioni di trazione tondi, ed è an-
elevata, assai più elevata di quanto non trovata nel getto di
zione sono stati estratti in diverse posizioni del getto, po-
in Fig. 5a conferma quanto già riportato per le ghise sferoi-
seconda delle diverse condizioni fluidodinamiche e di raf-
che a sua volta il getto di riferimento non è integro, pre-
stampo stesso. È inoltre importante notare che le intercet-
che è consistente a quanto riportato in letteratura [23] se-
diversi tra loro: -63.7 per il getto U, e -3.26 per il getto di
processi innovativi di HPDC (vacuum die casting, semi-so-
che per i getti sani con elevata integrità microstrutturale,
trascurabili.
MAD funziona anche nel caso di leghe di Al pressocolate.
getto di riferimento (-3.26). Lo studio frattografico dei sag-
ne della microstruttura che avviene anche nella semplice
densità di difettosità in questo prodotto è estremamente
cora più significativa nel getto a U poiché i provini di tra-
riferimento. Dunque, quanto trovato nel diagramma MAD
sizioni che possono indurre minori o maggiori difettosità a
dali in [10,11]. Inoltre, l’analisi mediante MAD suggerisce
freddamento del fuso durante le fasi di riempimento dello
sentando un valore negativo dell’intercetta pari a -3.26, il
te delle due rette interpolanti hanno valori negativi e molto
condo cui anche i getti ad alta integrità prodotti mediante
riferimento. Nel caso delle ghise sferoidali è stato riportato
lid casting, ecc.) presentano dei difetti metallurgici non
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Memorie scientifiche - Fonderia
Fig.5 - a) Diagramma MAD per i parametri di Voce ottenuti dal getto di riferimento e dal getto a U; b) diagramma IAD. Nel diagramma IAD si confrontano le deformazioni a rottura reale εRupture ottenute nelle prove di trazione con le
deformazioni uniformi εUniform calcolate con l’Eq. 3, raggiungibile in un materiale con elevata integrità. La linea
di dicotomia del diagramma IAD rappresenta l’inizio della strizione, ovvero la deformazione localizzata. Nei materiali duttili, dunque, i punti sperimentali cadono nella parte su-
periore del IAD, come per esempio per le ghise sferoidali GJS400 prodotte in blocchi Y e ghise con limitato conte-
nuto di silicio [10,11], mentre per i materiali con ridotta
duttilità come le ghise GJS400 prodotte in elevati spessori
e ghise contenenti silicio in quantità maggiore di 4.2% in peso [10,11], i punti sperimentali cadono al di sotto della
linea di dicotomia. I punti sperimentali del getto di riferimento sono prossimi alla linea di dicotomia, indicando che la difettosità, sebbene presente, non è di entità altret-
tanto significativa quanto quella riportata per la lega di Al prodotta nel getto a U i cui punti sperimentali sono molto al di sotto della linea di dicotomia.
Il diagramma IAD può essere tradotto quantitativamente in indici di qualità Qε, come già riportato per le ghise sferoi-
dali IDI [9] secondo la seguente formulazione: 5)
Nel diagramma in Fig. 6a, i valori medi dell’indice di qualità
calcolare alcun indice di qualità Qε, poiché nessuna curva
Qε per il getto di riferimento e per il getto a U sono ripor-
di flusso ha raggiunto lo snervamento allo sforzo di prova
tati per confronto. L’indice di qualità medio Qε del getto
0.2%, né tantomeno ha raggiunto il valore di 190 MPa utiliz-
di riferimento è pari a 0.75 con una deviazione standard di
zato per poter procedere all’analisi di Voce come riportato
0.04, mentre è 0.25 con una deviazione standard di 0.07 per
in Fig. 2 e 3. In effetti questa posizione nel getto ha pre-
il materiale da getto a U. Si noti che non solo il valore me-
sentato delle difettosità macroscopiche significative che
dio di Qε è maggiore nel materiale di riferimento indican-
hanno determinato degli allungamenti a rottura inferiori a
do una migliore integrità del materiale, ma la deviazione
0.2%. Al contrario, in Fig.6b, la posizione Z4 sembrerebbe
standard associata è decisamente inferiore denotando una
presentare il migliore comportamento meccanico e, dun-
minore variabilità della duttilità e dunque della microstrut-
que, la migliore integrità fra le varie posizioni analizzate nel
tura.
getto a U. Purtroppo, come riportato in [12,13], non esi-
La formulazione numerica del diagramma IAD mediante
stono tecniche sperimentali in grado di rilevare con estre-
l’indice di qualità Qε permette una valutazione delle pro-
ma precisione la densità di difetti nelle leghe Al prodotte
prietà meccaniche, e dunque della difettosità, nelle diver-
mediante HPDC, cosicché seppur la densità e gravosità di
se posizioni Z del getto U da cui i provini di trazione sono
difetti metallurgici siano stati decisamente inferiori in Z4
stati tratti, realizzando una within-process analysis. In Fig.
rispetto a Z2, non è possibile affermare con certezza che la
6b sono riportati i Qε per le posizioni Z1-Z8 identificate nel
posizione Z4 sia la zona a maggior integrità del getto.
getto a U [12,13]. Per la posizione Z2 non è stato possibile La Metallurgia Italiana - gennaio 2021
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Scientific papers - Foundry
Fig.6 - a) Valori medi dell’indice di qualità Qε (Eq. 5) per il getto di riferimento e la lega di Al prodotta in getto a U; b) valori medi dei Qε delle diverse posizioni analizzate nel getto a U (Z1-Z8) da cui sono stati estratti i provini di trazione. CONCLUSIONI
todo proposto ha rilevato che, seppur la lega di Al presso-
re la possibilità di utilizzare anche nelle leghe di Al presso-
senti una maggior integrità di quella prodotta in formata di
Il lavoro riportato nella presente memoria ambisce a testacolate un metodo innovativo per la classificazione e l’anali-
si dell’integrità microstrutturale che ha avuto successo per un ampio numero di classi di ghise sferoidali. La procedura ha dimostrato di poter identificare in modo univoco leghe
di Al pressocolate con diversi gradi di difettosità. Al tempo stesso,il metodo di ricerca sviluppato ha evidenziato di poter distinguere anche quantitativamente le diverse inte-
grità metallurgiche riscontrabili in provette pressocolate a parte e in getti industriali con geometria complessa. Il me-
colata in forma di provette con geometria semplificata pre-
getto a U, anche getti di forma semplificata presentano co-
munque una certa densità di difetti metallurgici, coerentemente a quanto già riportato in letteratura. Dunque, la
procedura innovativa basata sull’analisi dell’incrudimento
mediante l’equazione costitutiva di Voce, e costituito dai diagrammi Matrix Assessment Diagram (MAD) e Integrity Assessment Diagram (IAD), è applicabile anche alle leghe di Al da fonderia, oltre alle ghise sferoidali per le quali è stata originariamente proposta e validata.
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Novel approach based on tensile strain hardening analysis to assess the integrity of an Al alloy produced through High-Pressure Die Casting The analysis of the structural integrity of components in Al alloys produced by High Pressure Die Casting (HPDC) is paramount for identifying a correlation between process-microstructure-mechanical properties, a correlation that allows to classify the quality process parameters, and identify potential application areas. The tensile test represents
the simplest method to pursue this aim, and the tensile strain hardening analysis seems to be capable of providing interesting correlations. In fact, an innovative method based on the analysis of strain hardening through the formalism of
the constitutive equation of Voce has provided interesting results in other foundry materials, such as spheroidal cast
irons. In this work, we report the results of the application of the innovative method to an Al alloy produced by HPDC in two components having two different geometries. One geometry is that of a round tensile specimen, adopted as a
reference since it has an "ideal" microstructure according to the PD CEN/TR 16748:2014 standard, and a second one is
a real U shape geometry. The innovative procedure has uniquely identified that the Al alloy with “ideal” microstructure has better microstructural integrity of the material from the U geometry casting, demonstrating that the innovative procedure can also be used successfully for Al alloys produced by HPDC.
KEYWORDS: PROCESS-MICROSTRUCTURE-PROPERTIES CORRELATIONS; VOCE EQUATION; HPDC; AL ALLOYS. La Metallurgia Italiana - gennaio 2021
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Scientific papers - Foundry
Effetti della presenza di impurezze di Sn nella lega AA8006 P. Rossi, A. Leonelli, C. Sinagra, F. Bravaccino, T. Monetta, A. Acquesta
Lo stagno è raramente usato come elemento di lega nelle leghe di alluminio. Tuttavia, a causa dell’utilizzo di crescenti quantità di scarti da riciclo, è stato riscontrato che, a volte, nella lega può verificarsi contaminazione da stagno. La sua presenza può causare seri problemi di processabilità dei manufatti. E’, infatti, noto che i laminati di alluminio sono spesso sottoposti a diversi trattamenti superficiali prima della messa in opera, tra questi i processi di sgrassaggio chimico in ambienti alcalini o acidi che vanno ad eliminare i residui del lubro-refrigerante utilizzato nella laminazione a freddo. Nel presente lavoro, è stato studiato il comportamento elettrochimico della lega AA8006 in presenza di piccole quantità di Sn (20, 50, e 100 p.p.m.), a seguito di trattamenti di pulizia e sgrassaggio chimico. I risultati sperimentali hanno dimostrato che, dopo ricristallizzazione, si determina un effetto di segregazione dell’elemento verso la superficie del materiale che comporta una rilevante variazione della sua risposta elettrochimica.
PAROLE CHIAVE: AA8006, TRATTAMENTI SUPERFICIALI, STAGNO, TRATTAMENTI TERMICI.
INTRODUZIONE
La presenza dello stagno nella lega di alluminio AA8006 sottoposta a trattamento di ricristallizzazione può provocare rilevanti complicazioni nella sua processabilità. Inoltre,
riscontri sperimentali hanno evidenziato che se tale tipolo-
gia di materiale viene trattato con soluzioni di sgrassaggio alcalino o acido, l’aspetto della sua superficie cambia drasticamente determinando la non commerciabilità del pro-
dotto. In tal caso, infatti, la superficie perde lucentezza (Fig. 1), evento che non accade, a parità di utilizzo di soluzioni
aggressive, con altre leghe o per ridotti contenuti di stagno nella stessa lega AA8006. Per spiegare questo fenomeno
Paolo Rossi, Antonio Leonelli, Ciro Sinagra, Francesco. Bravaccino Laminazione Sottile SpA – S. Marco Evangelista, Caserta
Tullio Monetta, Annalisa Acquesta
Dipartimento di Ingegneria Chimica, dei Materiali e della Produzione Industriale – Università degli Studi di Napoli Federico II, Napoli
sono stati preparati lingotti della lega AA8006 contenenti piccole quantità di stagno (20, 50, e 100 p.p.m.) e ne è sta-
to studiato il comportamento elettrochimico prima e dopo trattamenti termici di ricottura e cristallizzazione.
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Memorie scientifiche - Fonderia
Fig.1 - Effetto della contaminazione da stagno nella lega AA8006 da laminazione a freddo dopo ricottura: a) prima e b) dopo sgrassaggio chimico. / Effect of tin contamination in annealed AA8006 cold rolled aluminium alloy: a) before and b) after the chemical degreasing.
MATERIALI E METODI
I materiali testati sono costituiti da campioni ottenuti con aggiunte di 20, 50 e 100 ppm di stagno alla lega AA8006. Gli acronimi utilizzati sono riportati nella Tab. 1. Il trattamento termico di ricottura è stato eseguito a 350°C per 4 h.
Tab.1 - Denominazione utilizzata per l’individuazione dei campioni testati. / Nomenclature adopted to individuate the samples. Denominazione campioni
Descrizione del campione
Sn0ppm
Lega AA8006 trattata termicamente
Sn20ppm
Lega AA8006 contenente 20 ppm di Sn trattata termicamente
Sn50ppm
Lega AA8006 contenente 50 ppm di Sn trattata termicamente
Sn100ppm
Lega AA8006 contenente 100 ppm di Sn trattata termicamente
Sn0ppm no HT
Lega AA8006 non trattata termicamente
Sn20ppm no HT
Lega AA8006 contenente 20 ppm di Sn non trattata termicamente
Sn50ppm no HT
Lega AA8006 contenente 50 ppm di Sn non trattata termicamente
Sn100ppm no HT
Lega AA8006 contenente 100 ppm di Sn non trattata termicamente
Tab.2 - Analisi chimica dei provini contenenti vari tenori di Sn. / Chemical analysis of tested samples characterized by different tin amount. Provino
Si
Fe
Cu
Mn
Mg
Zn
Ti
Cr
Ni
Sn
Zr
AL%
Sn0ppm
0,0859
1,5498
0,0053
0,3879
0,0068
0,0036
0,0217
0,0041
0,0059
0,0004
0,0009
Balance
Sn20ppm
0,0860
1,5466
0,0053
0,3886
0,0064
0,0036
0,0219
0,0042
0,0059
0,0017
0,0009
Balance
Sn50ppm
0,0853
1,4968
0,0052
0,3778
0,0045
0,0036
0,0216
0,0040
0,0057
0,0052
0,0009
Balance
Sn100ppm
0,0876
1,5507
0,0053
0,3910
0,0035
0,0033
0,0215
0,0041
0,0058
0,0102
0,0009
Balance
Dalle analisi elettrochimiche è emerso che i campioni non
valore di Ecorr pari a -705 mV vs SCE, gli altri, cioè tutti quelli
trattati termicamente hanno esibito un valore del potenziale
contenenti quantità non trascurabili di Sn, sono compresi
appartiene il solo campione Sn0ppm no HT che presenta un
valori sono in accordo con quelli esibiti dalle leghe di allu-
di corrosione, Ecorr, diviso in due fasce (Fig. 2). Alla prima
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in un intervallo che varia tra -750 e -740 mV vs SCE. Questi
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Scientific papers - Foundry minio nelle stesse condizioni sperimentali [2]. Ovviamente,
rabili di Sn esibiscono una cinetica di reazione all’elettrodo
tutti i campioni presentano un comportamento anodico ti-
quantità trascurabili di Sn si può considerare, nell’opportu-
a causa della composizione della soluzione di test utilizzata,
pico dei materiali soggetti a pitting. Benché tutti i materiali presentino un’elevata reattività in un ristretto range di potenziali intorno al potenziale di corrosione, anche il com-
portamento catodico esibito dai materiali testati è diverso
nei due casi. Infatti, i provini contenenti quantità non trascu-
sotto controllo diffusivo mentre il campione contenente no range di potenziale, sotto controllo di attivazione. Dalla
Fig. 2, nello stesso tempo, si evidenzia anche che la densità
di corrente di corrosione, iCORR, decresce al diminuire del contenuto di Sn nella lega.
Fig.2 - Curve di polarizzazione potenziodinamica relative ai campioni che non hanno subito il trattamento termico. / Potentiodynamic polarization scans of the no heat-treated samples. Le immagini dei campioni non sottoposti a trattamento
menti sulla superficie del campione (non riportata) non ha
stanziale differenza tra di loro, indipendentemente dal con-
studiati.
termico (Fig.3), ottenute al SEM, non mostrano alcuna sotenuto di Sn nella lega. Anche la distribuzione dei vari ele-
consentito di mettere in risalto differenze tra i vari campioni
Fig.3 - Immagini al microscopio elettronico a scansione dei campioni testati senza trattamento termico ed a valle della prova di polarizzazione potenziodinamica: a) Sn0ppm no HT, b) Sn20ppm no HT, c) Sn50ppm no HT, d) campione Sn100ppm no HT. / SEM images of no heat-treated samples obtained after potentiodynamic polarization test: a) Sn0ppm, b) Sn20ppm, c) Sn50ppm, d) Sn100ppm.
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Memorie scientifiche - Fonderia
Fig.4 - Curve di polarizzazione potenziodinamica relative ai campioni che hanno subito il trattamento termico. / Potentiodynamic polarization scans of the heat treated samples.
Fig.5 - a) Immagine al microscopio elettronico a scansione e b) distribuzione dello Sn del campione Sn0ppm dopo prova di polarizzazione potenziodinamica. / a) SEM image and b) Sn distribution of the heat treated Sn0ppm sample after the potentiodynamic polarization test.
Fig.6 - a) Immagine al microscopio elettronico a scansione e b) distribuzione dello Sn del campione Sn100ppm dopo
prova di polarizzazione potenziodinamica. / a) SEM image and b) Sn distribution of the heat treated Sn100ppm sample after the potentiodynamic polarization test.
A valle del trattamento termico il comportamento dei ma-
di corrosione di circa 100 mV rispetto a quello rilevato per
pioni presentano potenziali di corrosione di valore inferio-
caso del campione Sn20ppm, il potenziale scende a circa
teriali testati cambia completamente (Fig. 4). Tutti i camre a quelli esibiti dai provini non trattati. In particolare, il
campione Sn0ppm presenta una diminuzione potenziale La Metallurgia Italiana - gennaio 2021
il provino che non ha subito il trattamento di ricottura. Nel -900 mV vs SCE, fino ad arrivare a -1040 mV vs SCE relativo al campione Sn100ppm. La variazione del potenziale di pagina 34
Scientific papers - Foundry corrosione è, quindi, in stretta correlazione con il conte-
del punto di fusione dello Sn ed alle quali la solubilità di
pioni trattati termicamente mostrano un profondo cam-
Questo effetto determina l'attivazione della lega e la cor-
nuto di Sn nella lega. E’ interessante notare che tutti i cambiamento del comportamento sia anodico sia catodico. Il
valore della densità di corrente di corrosione sembra, in questo caso, non essere direttamente correlato al contenuto di Sn nella lega.
L’analisi SEM del campione Sn0ppm (Fig. 5a) consente di evidenziare che il campione non mostra chiari segni di
Sn in soluzione solida con Al è estremamente ridotta [3].
rosione diffusa della matrice a causa dell’elettropositività dello Sn rispetto all’Al. Inoltre, il degrado del materiale al
bordo dei grani potrebbe essere attribuito alla presenza di nano-cluster di Sn in queste aree CONCLUSIONI
pitting. Si evidenzia (Fig. 5b), invece, una diffusa presenza
La sostanziale modifica del comportamento elettrochimi-
lisi dell’immagine al microscopio a scansione elettronica
quando in essa sono presenti piccole quantità di Sn, giu-
di piccole particelle di Sn su tutta la sua superficie. L’ana-
(Fig. 6a) e della distribuzione dello Sn (Fig.6b) relativa al campione Sn100ppm dimostra che, all’aumentare della
concentrazione dello Sn nella lega, le particelle di Sn coa-
lescono fino ad assumere dimensioni di circa 1 mm e che
possono instaurarsi fenomeni di corrosione intergranula-
re. L'arricchimento in Sn della superficie del materiale è
da addebitarsi alla sua segregazione in superficie a seguito di trattamenti termici condotti a temperature maggiori
co della lega AA8006 dopo trattamento termico a 350°C,
stifica la perdita di lucentezza del laminato quando esso
è sottoposto a trattamenti di sgrassaggio chimico in ambienti alcalini e/o acidi, normalmente utilizzati nei processi industriali. In questo caso, infatti, si assiste ad un diffuso attacco della superficie del materiale causato da fenomeni
di depassivazione con l’instaurarsi, anche, di fenomeni di corrosione intergranulare.
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The effects of tin small amount in AA8006 Tin is rarely used as an alloying element in aluminum alloys. However, due to the use of increasing quantities of recycled
waste, it has been found that, at times, tin contamination can occur in the alloys. Its presence can cause serious problems of
processability of the laminates. It is known that aluminum laminates are often subjected to various surface treatments before installation, including chemical degreasing processes in alkaline or acid environments that eliminate the residues of the
lubricant-coolant used in cold lamination process. In the present work, the electrochemical behaviour of the AA8006 alloy was studied in the presence of small quantities of Sn (20, 50, and 100 p.p.m.), following chemical cleaning and degreasing treatments. The experimental results have shown that, after recrystallization, a segregation effect of the element is determined towards the surface of the material which involves a significant variation of its electrochemical response.
KEYWORDS: AA8086, SURFACE TREATMENTS, TIN SEGREGATION, HEAT TREATMENTS.
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Attualità industriale - Industry news
Nuova serie Cerabeads CB-ES: la sabbia speciale ad elevata stabilità termica per ridurre l’aggiunta di legante nei processi di formatura Cold-Box, Croning e Inorganico in Fonderia a cura di Fausto Lepretti - HA Italia
Articolo presentato al Il 35° congresso tecnico di fonderia organizzato da Assofond (12-13-16-17 novembre 2020) Introduzione: Sabbie per la formatura di anime e forme La sabbia silicea risulta essere il prodotto maggiormente utilizzato per la produzione di forme e anime per fonderia.
È noto che il quarzo, all’aumentare della temperatura, cambia di stato e aumentando di volume può creare problemi dimensionali fino ai difetti di dilatazione comunemente chiamati crestine.
Per la produzione di getti dove è richiesta una elevata stabilità dimensionale e con particolare conformazione geometrica e massa, per ovviare alle eventuali problematiche di stabilità e resistenza termica della sabbia silicea, si utilizzano sabbie speciali di altra natura, le principali sono: • • • •
•
Cromite, molto utilizzata in fonderia d’acciaio per l’elevata capacità di trasmettere il calore ed avere quindi un
marcato effetto raffreddante sulla superfice del getto;
Zircone, nel passato era il prodotto anticrestine per eccellenza, poi è stata scoperta una piccola radioattività naturale,
quindi il suo utilizzo si è ridotto drasticamente;
Kerphalite o Andalusite, è stato il primo sostituto dello Zirconio. Si tratta di una roccia frantumata. Le cave principali
sono nel nord-ovest della Francia;
Bauxite o fused sand, sabbia sintetica ottenuta per fusione di origine cinese.
Cerabeads, sabbia sintetica di mullite prodotta in Giappone dalla ITOCHU CERATECH CORPORATION
Di seguito alcune immagini ingrandite dei vari prodotti:
CROMITE
ZIRCONE
KERPHALITE
BAUXITE o fused sand
CERABEADS
SABBIA SILICEA FRANCESE
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Attualità industriale - Industry news
Tab.1 - Tabella riassuntiva delle caratteristiche dei vari prodotti:
Refrattario
Temperatura di Sinterizzazione (°C)
Temperatura di Fusione (°C)
Dilatazione Termica a 1000 °C (%)
Densità Apparente (g/cm³)
Forma del grano
Cromite
1650
1880
0,7
2.81
SPIGOLOSO
Zirconio
1650
1825
0,3
2.99
ARROTONDATO
Andalusite (Kerphalite)
1650
1810
0,7
1.70
MOLTO SPIGOLOSO
Bauxite (o fused sand)
1440
1820
0.7
2.00
MOLTO ARROTONDATO
CERABEADS (Sabbia di Mullite)
1650
1825
0,4
1.69
MOLTO ARROTONDATO
Sabbia Silicea (riferimento)
1500 ÷ 1650
1730
1,6
1.58
ARROTONDATO
Oggetto di questo studio è il CERABEADS e nello specifico la nuova serie CB-ES. Cenni storici: cos’è il Cerabeads? Il Cerabeads o SABBIA SINTETICA DI MULLITE è una miscela di Allumina e Caolino. Di seguito l’analisi chimica tipica:
Al₂O₃
SiO₂
Fe₂O₃
TiO₂
CaO
MgO
K₂O
Na₂O
P₂O₅
60.83
35.70
1.09
0.86
0.29
0.13
0.19
0.39
0.31
Nasce in Giappone circa a metà degli anni ‘90 come prodotto ad elevata stabilità termica per la fonderia. In Europa è stato introdotto dal gruppo HA nel 1996, prima in Germania, poi in Italia e negli altri paesi europei.
N.B.: la sabbia sintetica di mullite denominata CERABEADS è solo quella prodotta in Giappone dalla ITOCHU CERATECH CORPORATION Metodo di Produzione
Dalla miscela di Allumina, Caolino e acqua si ottiene una “barbottina”:
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Attualità industriale - Industry news
Dalla “barbottina”, tramite il processo di “spray dryer”, si ottengono grani di forma sferica poi sinterizzati in un forno rotativo a circa 1800 °C. Di Seguito alcune immagini dell’impianto di produzione.
TANKS DI STOCCAGGIO DELLA “BARBOTTINA”
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Attualità industriale - Industry news
VISTA ESTERNA DEL FORNO ROTATIVO
VISTA INTERNA DEL FORNO ROTATIVO
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Attualità industriale - Industry news
PRODOTTO FINITO Tipologie di Prodotti
Nascendo come prodotto per fonderia, il CERABEADS è disponibile in tutta la gamma di granulometrie necessarie: da un indice di finezza AFA 40 fino ad un indice di finezza AFA 150.
La forma sferica dei grani conferisce elevata scorrevolezza e costanza in formatura e, a parità di granulometria, una maggior permeabilità rispetto alle sabbie silicee e alle altre sabbie speciali sopra elencate.
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Attualità industriale - Industry news Evoluzioni del Cerabeads
Negli ultimi anni, per soddisfare le sempre maggiori esigenze del mercato, sono state introdotte altre tipologie di Cerabeads, specifiche per i diversi sistemi leganti: • •
CERABEADS serie CB-ES specifico per cold-box (ma anche per il sistema Croning); CERABEADS serie CB-X specifico per il no-bake (FURANICO) e 3D Printing.
CERABEADS CB-ES
Prima di procedere con la descrizione delle esperienze, si deve fare una premessa in merito ai sistemi leganti. Il sistema legante maggiormente utilizzato in fonderia, per la produzione di anime, è senza ombra di dubbio il cold-box.
Questo sistema prevede l’utilizzo di una parte Fenolica (parte A) ed un Isocianato (parte B), il tutto catalizzato con un’ammina in forma gassosa veicolata da aria.
Le sempre maggiori esigenze qualitative e ambientali hanno portato da un lato all’introduzione di nuove resine dall’altro
alla necessità di ridurre al minimo la loro aggiunta (oggi, con sabbie silicee di qualità, si arriva a produrre anime con l’aggiunta di A+B = 0,5%+0,5%, mediamente 0,7%+0,7%).
Il Cerabeads serie NCB ha una certa porosità superficiale che, assorbendo resina, costringeva ogni volta a dover aumentare le aggiunte di legante fino ad arrivare ad A+B = 0,9%+0,9% se non A+B = 1%+1%.
Questo fatto creava disappunto in animisteria perché si rendeva necessario modificare gli standard di lavoro, si avevano più anime rotte e maggiore sviluppo di gas in fusione (con tutti i problemi che questo può determinare).
Considerate le problematiche sopra riportate, Itochu ha studiato e messo a punto il Cerabeads serie CB-ES. Grazie ad un
trattamento di ceramizzazione supplementare, si è riusciti ad ottenere un prodotto con superfici particolarmente levigate e meno porose, determinando quindi un minor assorbimento di resina.
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Attualità industriale - Industry news Utilizzando il Cerabeads NCB, parte della resina viene assorbita dalle cavità e non contribuisce a legare i grani.
Al contrario, con il Cerabeads CB-ES, il film di resina si distribuisce sulla superficie dei grani e contribuisce totalmente al loro legame, permettendo così di utilizzare minori percentuali di legante e di avere maggior costanza e caratteristiche meccaniche più elevate nelle anime.
Il raggiungimento di questi obiettivi assume particolare importanza se si pensa che generalmente il CERABEADS è utilizzato per anime di piccole dimensioni o con spessori molto piccoli (fino a 3 mm), quindi molto delicate e fragili. CERABEADS SERIE NCB:
Il raggiungimento di questi obiettivi assume particolare importanza se si pensa che generalmente il CERA-
BEADS è utilizzato per anime di piccole dimensioni o con spessori molto piccoli (fino a 3 mm), quindi molto delicate e fragili.
CERABEADS SERIE NCB:
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Attualità industriale - Industry news
PROVE DI LABORATORIO In laboratorio con la miscela standard, riportata nella tabella di seguito, si formano provini per la prova di flessione con dimensioni 20x20x170 mm
MISCELA STANDARD SABBIA
5KG
GASHARZ AF-HS 2010
0,90%
AKTIVATOR GHE 6324
0,90%
KATALYSATOR GH5
0,5 ml
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PARAMETRI DI FORMATURA TEMPO DI MISCELAZIONE
1 min.
PRESSIONE DI SPARO
5 atm
PRESSIONE DI GASAGGIO
3 atm
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Attualità industriale - Industry news
TIPO DI SABBIA/MISCELA
INDICE DI FINEZZA AFA
LA32 (STANDARD)
PROVA DI FLESSIONE (N/cm²) IMMEDIATAMENTE
DOPO 1 h
DOPO 24 h
50-55
355
525
590
CERABEADS NCB 650
62-69
215
380
385
CERABEADS 650 CB-ES
60-70
335 (+56%)
545 (+43%)
585 (+52%)
CERABEADS NCB 500
51-54
230
385
390
CERABEADS 500 CB-ES
50-60
345 (+50%)
555 (+44%)
590 (+51%)
60%NCB 650/40%LA32
55-60
290
450
480
60%650CB-ES/40%LA32
55-60
350
530
585
I risultati ottenuti con il nuovo CERABEADS serie CB-ES permettono di standardizzare il processo di formatura anime,
ridurre le aggiunte di legante e/o ridurre lo scarto per rottura anime sia in fase di scassettatura che in fase di movimentazione e assemblaggio.
La superficie più levigata conferisce al CERABEADS serie CB-ES una maggior scorrevolezza rispetto al prodotto stan-
dard ma anche a tutti gli altri tipi di sabbia comunemente utilizzati, permettendo quindi una miglior costipazione delle anime anche di conformazione particolarmente complicata. Di seguito alcune esperienze
I getti dove sono comunemente utilizzate anime formate con Cerabeads al 100% o al 50% (con sabbia silicea francese) sono: turbocompressori, collettori o turbocollettori in ghise speciali e acciaio, distributori oleodinamici:
Anima in Croning per Corpo Centrale turbocompressore 100% Cerabeads 500 CB-ES
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AttualitĂ industriale - Industry news
Anime in Croning in Croning 50% Cerabeads 650 CB-ES
Anima in Croning 100% Cerabeads NCB 650
50% sabbia silicea
Anima in Cold-Box per Turbocollettore
Assemblaggio completo di anime per turbocollettore
100% Cerabeads 500 CB-ES
100% Cerabeads 500 CB-ES
Water jacket per compressore
Anima in cold-box per turbina 100% Cerabeads NCB 500
50% Cerabeads 650 CB-ES + 50% sabbia silicea LA32
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AttualitĂ industriale - Industry news
Anima in croning per intercapedine rotore elettrico 100% Cerabeads 400 CB-ES
Anima intercapedine per rotore elettrico prodotta con 100% Cerabeads 650 CB-ES e sistema inorganico cordis
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Scenari - Experts' Corner
Gestione delle anime inorganiche nell'industria fusoria dell'alluminio: stato dell'arte a cura di: Elisa Fracchia e Mario Rosso
Nell’industria fusoria dell’alluminio il tema della gestione delle anime da fonderia è di particolare rilievo. L’obiettivo dell’azzeramento delle emissioni inquinanti in atmosfera, in un’ottica di impatto ambientale eco-friendly, ha fatto sì che sia tendenza crescente nelle fonderie l’adozione di anime basate su sistemi di leganti inorganici. In presenza di alti volumi produttivi di componenti ottenuti tramite colata in conchiglia permanente, le anime a legante inorganico sono da predili-
gere in quanto permettono di eliminare emissioni nocive e migliorare la produttività complessiva dell’impianto. Tuttavia, l’adozione di tali anime comporta la necessità di adottare particolari accorgimenti al fine di garantirne il loro corretto utilizzo, ottimizzando così il processo di colata. Infatti, l’igroscopicità di questa tipologia di anime può creare importanti
difettologie in fase di colata dei getti, nonché indebolimento delle anime e loro possibile frattura, spostamento o deformazioni in fase di colata.
L’obiettivo di questo lavoro è presentare uno stato dell’arte sull’attualità industriale, relativo alle fonderie di alluminio,
in termini di adozione di anime realizzate con sistemi leganti inorganici, loro gestione e possibili difetti nei getti ad esse correlati. Tale stato dell’arte sarà tale da guidare il più possibile verso i know-how necessari ad ottimizzare al meglio gestione ed adozione delle anime.
PAROLE CHIAVE: ANIME INORGANICHE; CARATTERIZZAZIONE, DIFETTI NEI GETTI. Introduzione
Nel mondo dell’industria fusoria, le anime in sabbia sono degli elementi impiegati al fine di creare cavità
all’interno dello stampo, laddove il metallo fuso non
deve penetrare; tali cavità possono essere funzionali oppure volte ad una diminuzione del peso comples-
sivo del componente [1]. In seguito alla colata della lega, che può avvenire con colata in gravità (GC), cola-
Elisa Fracchia
ta in bassa pressione (LPDC) o colata in alta pressione
Politecnico di Torino, DISAT, Alessandria
e si procede alla sterratura [2], ovvero alla rimozione
INST c/o Politecnico di Torino, DISAT, Alessandria
(HPDC) il getto viene estratto dallo stampo/ conchiglia
Mario Rosso
meccanica delle anime. Viste le pressioni notevoli che
caratterizzano alcuni dei processi di colata, le anime devono presentare una resistenza meccanica adegua-
ta: per questo motivo si impiegano dei sistemi leganti opportuni. Le anime sono quindi composte da sabbia, sistemi leganti ed additivi. Tipicamente il 97÷99 % delle
anime è costituito dalla sabbia e solo il restante 1÷3 %
è composto da sistema legante e additivi. La presenza
dei leganti fa sì che, durante la fase di colata della lega
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fusa si garantiscano migliori proprietà meccaniche [3] ma al contempo si possono sviluppare vapore acqueo e/o com-
posti organici [4,5], in dipendenza della tipologia di legante impiegato. Dal momento che nel corso degli ultimi anni gli
standard in materia di emissioni ambientali sono divenuti
sempre più restrittivi, la qualità dell’aria nelle fonderie deve essere monitorata secondo normative precise, come la UNI EN 13725:2004 per il controllo con olfattometria dinamica
su campioni gassosi o la direttiva europea 2010/75/EU rela-
tiva alle emissioni industriali in genere. Per queste ragioni, vista la notevole emissione di composti volatili in seguito
all’adozione dei sistemi leganti tradizionali (organici) [6,7],
si predilige l’adozione di sistemi leganti inorganici. La politica legislativa sta quindi conducendo le fonderie verso una
riduzione del loro impatto ambientale: da qui nasce anche l’interesse al recupero dei rifiuti di fonderia come la sabbia.
Le anime devono soddisfare determinati requisiti al fine di
poter essere poste in opera: principalmente, esse devono essere refrattarie; avere sufficiente resistenza meccanica in
fase di colata; essere permeabili ai gas che si sviluppano; non essere igroscopiche ed infine avere buona sterrabilità.
La resistenza meccanica è connessa allo spessore di pare-
te delle anime ed alla loro conformazione: ad esempio nel settore delle leghe di alluminio in cui si producono spes-
so getti articolati per il settore automotive, le anime sono particolarmente complesse. Inoltre, processi produttivi ad
alta pressione sollecitano fortemente le anime causandone facilmente la frattura: in questi casi quindi si devono adot-
tare delle tipologie di anime meccanicamente più resistenti
come le ceramiche [8,9]. Dal momento che all’aumentare della resistenza meccanica aumenta anche la difficoltà di
sterratura, nei processi ad alta pressione si adottano più comunemente le anime di sali anziché le ceramiche, poiché rimovibili tramite dissoluzione.
Dal punto di vista scientifico, lo stato dell’arte inerente le
anime da fonderia risulta scarno, comportando una cer-
ta difficoltà nel reperire informazioni specifiche per i non addetti ai lavori. In particolare, poche pubblicazioni hanno
indagato la resistenza meccanica delle anime. In [10] Dong et. al. hanno investigato la resistenza della sabbia silicea le-
gata con resina fenolica attraverso test di colata di alluminio fuso a 700°C all’interno di un’anima opportunamente sago-
mata a forma di coppa, correlando lo spessore di parete alla velocità di frattura della stessa quando posta a contatto con
il fuso. In [11] Motoyama et. al hanno effettuato delle simu-
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lazioni sulle anime a legante organico al fine di modellizzare la tipologia di contrazione in fase di colata, che è risultata
seguire verosimilmente un modello elasto-plastico. In [12]
sono state studiate anime inorganiche con l’obiettivo di comprendere l’influenza della quantità di legante e meto-
do di indurimento sulla resistenza meccanica delle stesse, trovando che il tenore massimo di legante ottimale era in
quel caso di circa il 2,5% in peso. In [13] è stato sviluppa-
to un legante che permette di migliorare le proprietà di refrattarietà e resistenza meccanica alle alte temperature.
Nella pubblicazione [14] gli autori hanno dimostrato che l’adozione di tenori crescenti di legante organico porta ad
avere anime meccanicamente più resistenti, nonostante le proprietà peggiorino con il protrarsi delle storie termiche imposte.
In questo lavoro è mostrato lo stato dell’arte inerenti le sabbie inorganiche per la fonderia di alluminio, i materiali adottati e quali siano le tecniche di caratterizzazione da la-
boratorio per valutare la qualità delle anime al fine di ottenere getti di qualità. Materiali
Le sabbie sono il componente principale delle anime; esse
sono composte da grani minerali di diametro variabile e compreso tra i 2mm e gli 0.05mm. Normalmente in fonderia si utilizzano sabbie refrattarie, composte tipicamente da
silice (Si2O3) e feldspati, ma si possono anche adottare sabbie speciali a base di cromite (FeCr2O4), zircone (ZiSiO4),
olivina [(MgFe)2SiO4]. La qualità della sabbia naturale dipende dalla composizione chimica, che a sua volta dipende
dal sito di estrazione della stessa. In Fig. 1 (immagini a, b, d, e) sono mostrate una sabbia silicea nuova e rigenerata per
come appaiono macroscopicamente ad occhi nudo (a, b) e ad un’osservazione allo stereomicroscopio metallografico
(d, e). Un parametro importante che caratterizza le sabbie è la granulometria: essa impatta sia sulla permeabilità ai gas
sprigionati in fase di colata che sulla qualità superficiale del getto ottenuto. In particolare al diminuire della granulome-
tria della sabbia la permeabilità ai gas decresce e la qualità
superficiale del getto migliora, poiché diminuisce la possibilità di penetrazione del metallo fuso nelle discontinuità dell’anima. Le sabbie esauste, prima di entrare nel processo di rigenerazione, si devono differenziare a seconda che siano sabbie monotipo e sabbie miscelate. Le sabbie
monotipo derivano da anime rotte o di scarto o processi
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sabbia-resina, dove anime e forme sono prodotte con processi simili. Le sabbie miscelate invece sono sabbie legate con argilla che vengono miscelate a sabbie legate con
legante organico. Al fine di una rigenerazione efficace, le sabbie monotipo sono preferibili perché la composizione è più facilmente controllabile.
Le sabbie, vergini e rigenerate, devono soddisfare alcuni parametri fondamentali, quali: bassa perdita alla calcinazio-
richiesta acida (o basica) bassa e non devono contenere (neppure in ppm) azoto. Le sabbie nuove non hanno per-
dita alla calcinazione né richiesta acida/basica, non contengono azoto ed hanno un pH compreso tra 7 e 9. Nelle
sabbie rigenerate, solo in seguito alla rigenerazione secon-
daria è possibile ristabilire parametri similari a quelli della sabbia nuova.
ne; ridotta percentuale dei fini; pH possibilmente neutro;
Fig. 1 - Sabbie ed additivo. a) fotografia di sabbia silicea nuova; b) fotografia di sabbia silicea rigenerata; c) fotografia di additivo; d) immagine allo stereomicroscopio a 0.63X della sabbia nuova (marker 2 mm); e) immagine allo stereomicroscopio a 0.63X della sabbia rigenerata (marker 2 mm); f) immagine SEM dell’additivo (marker 10 μm); g) immagine allo stereomicroscopio a 0.63X di una porzione di anima frantumata (marker 2 mm).
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Per quanto riguarda i leganti, il silicato di sodio è un legante comunemente impiegato nelle anime inorganiche [15–17].
Questo prodotto, chiamato comunemente water glass [12],
è in commercio in forma liquida e la quantità necessaria di legante per formare le anime dipende dalla granulometria delle particelle di sabbia. Alcuni autori hanno suggerito
l’esistenza di una correlazione tra la resistenza a flessione e la quantità di legante impiegato [18]: all’aumentare della quantità in peso di legante aumenta la resistenza a flessione
dell’anima così prodotta; al diminuire del rapporto %SiO2/ %Na2O aumenta la resistenza a flessione.
Gli additivi vengono impiegati per stabilizzare il sistema sabbia-legante aumentandone la stabilità in fase di stoc-
caggio, riducendo la tendenza all’assorbimento dell’umidità atmosferica. Comunemente si adottano sali inorgani-
ci, ossidi, acidi organici, esteri etc. [19–21]. In [18] è stata
proposta una relazione che tiene in conto il tempo di stoc-
caggio delle anime in magazzino come parametro per valutare la diminuzione della resistenza a flessione dovuta allo
stoccaggio ed immagazzinamento di umidità. Questa relazione può essere vista come un parametro di bontà degli additivi impiegati. Alcuni additivi vengono opportunamen-
te adottati al fine di ridurre anche la bagnabilità delle anime, in modo da ottenere una superiore qualità superficiale dei
getti [22,23]. Un esempio di aspetto dell’additivo è mostra-
to in Fig. 1 (c, f): la granulometria dell’additivo risulta essere molto più fine rispetto a quella delle sabbie, per cui
è risolvibile solamente via SEM (spettroscopia elettronica
a scansione) e non tramite stereomicroscopia come negli altri campioni mostrati in figura
Produzione e caratterizzazione delle anime.
matiche, per cui è buona norma utilizzare le anime entro le
Difetti nei getti
La rigenerazione della sabbia è un processo di fondamen-
I processi di formatura delle anime sono vari e si distin-
guono in base al sistema di consolidamento delle stesse, in dipendenza della tipologia di legante usato. I processi di
indurimento si distinguono in processi di tipo chimico e di
tipo fisico. I processi di tipo chimico prevedono trattamenti con CO2 o con aggiunta di indurenti come il cemento o polveri di ferrosilicio in fase di miscelazione. I sistemi di indu-
rimento fisico sono invece processi di disidratazione quali
Hot Box [24] o microonde [18], e garantiscono resistenze meccaniche superiori rispetto ai processi chimici. L’indurimento fisico tradizionale Hot Box prevede la disidratazione
del water glass attraverso un processo di riscaldamento, in cui le proprietà reologiche variano sino ad ottenere ponti di
silicato vetroso tra i grani di sabbia [25]. Secondo alcuni autori [18,26], tramite indurimento con microonde si otten-
gono migliori proprietà meccaniche, unitamente a tempi di produzione più rapidi. In questo processo la disidratazione
avviene per effetto di microonde, per cui la cassa d’anima dovrà essere prodotta in materiali specifici che permettano il passaggio delle stesse.
Le anime, una volta formate, se non utilizzate, vengono ri-
poste nel magazzino anime su opportuni carrelli. Nel ma-
gazzino anime l’umidità relativa dell’ambiente necessita di un controllo tramite deumidificatore, mentre il ricambio
d’aria è garantito da un sistema di ventilazione. La temperatura del magazzino solitamente non è controllata ed è
quindi soggetta a variazioni imposte dalle condizioni cli-
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72 ore dalla produzione.
tale importanza nel settore industriale, poiché permette
l’ottenimento di un duplice vantaggio: minori problematiche relative allo smaltimento e risparmio economico, sia
perché si smaltisce di meno sia perché si acquista un minor quantitativo di sabbia nuova.
La rigenerazione si suddivide in primaria, secondaria e autorigenerazione. Nella rigenerazione primaria si parte dalle
anime, che vengono fratturate sino ad ottenere la sabbia libera. Un secondo step definito rigenerazione secondaria
prevede l’eliminazione dei residui di legante ancora pre-
sente sui grani di sabbia attraverso trattamenti meccanici o calcinazioni. La rigenerazione secondaria è necessaria per avere una qualità della sabbia sufficiente per il riutilizzo.
L’autorigenerazione della sabbia avviene attraverso la calcinazione che avviene nello strato più esterno dell’anima
già in fase di colata del getto, laddove il carico termico è notevole. Per queste ragioni è più comune avvenga nelle
fonderie di ghisa o acciaio che non nelle fonderie di leghe leggere.
La rigenerazione primaria prevede la frattura delle anime con griglie vibranti, la separazione delle bave metalliche,
la separazione in grani delle anime con l’impiego di setacci
vibranti, l’eliminazione dei fini con operazioni a letto fluido, raffreddamento o riscaldamento della sabbia e infine stoccaggio in silo in attesa del riutilizzo.
La rigenerazione secondaria prevede l’eliminazione del legante, via processi meccanici (urto tra grani di sabbia),
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processi di calcinazione, processi ad umido (per le sabbie
provenienti da formatura a verde). La rigenerazione della sabbia legata con leganti inorganici risulta più difficolto-
sa, perché vi sono additivi refrattari e per questa ragione richiede alte temperature. Inoltre, il trattamento termico non elimina l’additivo: per questa ragione le sabbie appaiono differenti nella condizione di nuova e rigenerata (Fig.
1-a, b). La sabbia rigenerata viene sottoposta ad ulteriori
trattamenti meccanici definiti ‘di spoglio’ in cui attraverso setacciatura si selezionano solamente determinate taglie
delle particelle. Al termine delle operazioni la percentuale
dei fini può essere considerevole e per ripristinare la granulometria prestabilita si deve integrare la sabbia rigenerata con sabbia nuova.
Normalmente, sulle sabbie si eseguono una serie di analisi
prima della loro messa in ciclo. La distribuzione granulometrica si determina adottando una serie di setacci nor-
malizzati (normative ISO 565:1990 ed ISO 3310-1:2016) ed il risultato si riporta su una gaussiana. L’indice di finezza, o percentuale dei fini, indica la dimensione media dei gra-
ni di sabbia, e si calcola adottando opportuni coefficienti e tenendo in conto le percentuali di sabbia trattenute dai
setacci durante l’analisi della granulometria. La percentua-
le dei fini va controllata e ridotta il più possibile, visto che il tenore di legante è correlato all’area superficiale della sabbia impiegata. In Figura 2 è mostrato un esempio di va-
lutazione dimensionale rapida, effettuabile in laboratorio,
per le sabbie. Tale misurazione può essere effettuata sem-
plicemente tramite stereomicroscopio, al fine di valutare eventuali differenze macroscopiche tra le sabbie nuove e
rigenerate in fase di produzione. Dalle misure effettuate si
osserva che la dimensione della sabbia nuova risulta inferiore (anche se di poco)
a quella della sabbia rigenerata ed alla dimensione di una
porzione di anima sgretolata. Ciò è coerente con le consi-
derazioni effettuate in precedenza: sulla sabbia rigenerata, così come sulla porzione di anima sgretolata possono esserci residui di additivo che portano ad un aumento dell’a-
spect ratio della sabbia. Appare evidente come sia necessario un numero elevato di misurazioni al fine di avere valori statistici affidabili.
Un’altra misura importante è rappresentata dall’umidità della sabbia. Essa viene misurata a 110°C e dovrebbe restituire una variazione di peso quanto più possibile contenuta.
Le anime possono eventualmente essere verniciate al fine di contenere l’assorbimento di umidità, adottando vernici
all’acqua, per non introdurre sostanze organiche. La perdita a calcinazione a 900°C serve ad evidenziare la presen-
za di sostanze che bruciando ad alta temperatura possono compromettere la qualità della sabbia immessa nel ciclo. La richiesta acida o basica indica l’acidità (o basicità) residua della sabbia ed è un parametro che indica la reattività della
stessa quando posta in contatto con il legante. Il contenuto
di azoto (in ppm) è un parametro critico perché l’azoto, se presente, porta ad aver soffiature nei getti prodotti.
Fig. 2 - Valutazione della forma della sabbia. Misurazioni effettuate tramite analisi di immagine su micrografie ottenuto allo stereomicroscopio.
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Le prove meccaniche di flessione, le misure di assorbi-
mento di umidità e le misure di sviluppo di gas sono fra le prove più indicative al fine di valutare la bontà dell’anima.
In particolare, i risultati di tali prove sono fra loro strettamente correlati, poiché l’immagazzinamento di umidità
causa una diminuzione della resistenza a flessione. Prove di termogravimetria (TGA) o termogravimetria accoppiata alla spettroscopia infrarossa (TGA-IR) possono rappresentare un utile strumento per la valutazione della percentuale di umidità e composti volatili presenti all’interno dell’ani-
ma. Con la TGA si valuta la perdita di peso che avviene ad elevata temperatura (la temperatura di prova è selezionabile ad esempio nell’intervallo delle temperature di lavoro delle anime) e la risposta ottenibile è il peso della frazione
residua di materiale, mentre con l’IR si valuta quantitativamente la natura della componente in peso persa. In parti-
colare l’analisi IR risulta indicativa per le sabbie organiche,
laddove è possibile distinguere quali siano i fumi prodotti, mentre per le anime inorganiche si ottiene come riscontro solamente un rilascio di umidità. Industrialmente, è più co-
mune la misurazione della perdita di peso con l’adozione
di termobilance, valutando le variazioni di peso di un’ani-
ma deumidificata in camera climatica che viene successivamente riscaldata. Dal momento che le anime inorganiche
sviluppano soltanto vapore acqueo ad elevate temperatu-
re, sono sufficienti misure TGA o misure con termobilance per la valutazione del tenore di gas sviluppato. Infatti, questo è un parametro importante poiché incide sulla qualità
del getto: un tenore di umidità elevato provocherebbe infatti soffiature e porosità nei getti.
In Figura 3, sono mostrati i risultati ottenuti in seguito all’a-
nalisi TGA di due porzioni di anime realizzate con differenti leganti (i dati numerici, in quanto sensibili, non sono mo-
strati). Quello che si deduce, a parità di condizionamento
in camera climatica e tempi e temperature di prova, è che
la TGA in rosso (grafico a sinistra in Figura 3) inquadra un prodotto con meno tendenza all’assorbimento di umidità rispetto a quello in blu (grafico a destra in Figura 3).
In Figura 4 sono mostrati due spettri ATR-FTIR (i dati numerici, in quanto sensibili, non sono mostrati.) relativi a dif-
ferenti additivi e degli spettri XRD che identificano gli ele-
menti che compongono leganti e anime. Da questi grafici è possibile effettuare un’indicizzazione dei picchi al fine di valutare la composizione dei prodotti analizzati.
In Figura 5 sono mostrati dei risultati ottenuti tramite DSC (i dati numerici, in quanto sensibili, non sono mostrati) per vari campioni composti da sabbia, anime e legante. Solo un campione differisce rispetto ai trend mostrati.
Dai grafici DSC è quindi possibile evidenziare il comportamento di un campione ignoto grazie alle transizioni termi-
che rilevate. In particolare riferendosi alla Figura 4 si può
dedurre che il campione ignoto avente il trend di colore azzurro è di natura differente dai campioni rimanenti, e che, presumibilmente non si tratta di sabbia poiché non si osserva alcuna transizione.
Fig. 3 - TGA effettuate su due differenti porzioni di anima dopo condizionamento in camera climatica
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Fig. 4 - Spettro ATR per due additivi (a sinistra) e pattern XRD per campioni di varia natura (a destra).
Fig. 5 - DSC per vari campioni di sabbie/ anime.
Fig. 6 - Immagine al microscopio ottico. Ingrandimento 10X. Getti colati in gravitĂ . Microstruttura di solidificazione fine (a sinistra) e grossolana (a destra).
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Conclusioni Negli ultimi anni le stringenti normative in materia ambientale hanno spinto le aziende verso politiche industriali più ecologiche. In tal senso, l’adozione di leganti inorganici a fronte dei tradizionali leganti organici rappresenta una scelta effica-
ce, poiché porta ad avere emissioni ambientali di solo vapore acqueo a fronte di emissioni odorose di sostanze organiche potenzialmente nocive. I leganti inorganici utilizzano infatti come solvente acqua, mentre la matrice legante è composta da una miscela di silicati, fosfati e borati. I principali vantaggi nell’adottare le anime a legante inorganico risiedono in: •
•
• •
Eliminazione delle emissioni carboniose dovute all’adozione di leganti organici, che si traduce anche in una riduzio-
ne dei costi dei circuiti di aspirazione. Le anime rilasciano infatti solo vapore acqueo, in quantità variabile in dipendenza delle condizioni di stoccaggio.
Buona qualità dei getti (parametro in costante evoluzione nel corso degli anni) grazie alla presenza di efficaci additivi miscelati insieme alle polveri che diminuiscono la bagnabilità delle anime. Inoltre, la verniciatura delle anime con vernici all’acqua influisce migliorando ulteriormente la qualità superficiale dei getti.
Microstruttura più fine nelle zone dei getti a contatto con le anime grazie all’elevata capacità termica delle anime inorganiche.
Le analisi di laboratorio sono un utile strumento per il monitoraggio dei prodotti e la comparazione di sabbie, leganti
e additivi. La termogravimetria, come mostrato, può dare risposte inerenti il rilascio di umidità in fase di colata. DSC, XRD e spettri ATR invece possono aiutare a monitorare le composizioni, unitamente ad analisi semi-quantitative (EDS).
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Intervista a Paolo Buzzi - Il trattamento termico dei metalli non ha segreti per Gefran Gefran è una multinazionale italiana specializzata nella progettazione e produzione di sensori, strumentazione per il controllo di processi industriali, azionamenti elettrici e sistemi per l’automazione. Fondata, alla fine degli anni ’60 a Provaglio d’Iseo (BS), dall’attuale Presidente Onorario Ennio Franceschetti, Gefran affianca all’expertise nel settore delle materie
plastiche un know-how consolidato in diversi ambiti industriali, tra cui i forni per il trattamento termico del metallo. Complice nello sviluppo di conoscenze specializzate è la posizione strategica nell’area bresciana: territorio ricco di realtà at-
tive nelle lavorazioni metalliche, che richiedono trattamento termico. Oggi, la divisione Components di Gefran si occupa di due tipologie di prodotto: Controllori di Potenza e Regolatori PID.
Gefran - produzione. “Il
trattamento
termico
mediante
riscaldamento
elettrico richiede un accurato controllo dei carichi resistivi, al fine di assicurare una regolazione precisa
ed efficiente della temperatura, condizione necessaria per ottenere una qualità di produzione costante e ripetitiva” afferma Paolo Buzzi, Product Marketing
Manager Controllers & Power Controllers di Gefran
che continua “In tal senso, Gefran investe molte risorse
nella ricerca di nuove funzioni per una gestione sempre più accurata di carichi lineari e non lineari che utilizzano
elementi in MoSi2, Sic, SWIR, Grafite e Transformatori”.
Per ulteriori informazioni: www.gefran.com Via Sebina, 74
25050 Provaglio d’Iseo (BS) Tel. +39 030 9888.1 info@gefran.com
Si inserisce in questo contesto la tecnologia Gefran bre-
vettata Xtra per una protezione elettronica intelligente da condizioni di corto circuito. Questa tecnologia, che
sostituisce l’utilizzo dei classici fusibili extrarapidi di
protezione, garantisce l’adeguato grado di sicurezza,
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permettendo un riarmo automatico del processo nel caso di eventuali corto circuiti momentanei. Caratteristiche che assicurano un concreto risparmio in termini di costi del
materiale di ricambio, della manodopera e del fermo mac-
china. Inoltre, le operazioni eseguite dalla tecnologia Xtra vengono tracciate, con l’obiettivo di fornire dati utili per
programmare interventi tempestivi, assicurando ulteriormente la continuità di produzione.
La manutenzione predittiva acquisisce, infatti, un ruolo
sempre più determinante per le aziende che desiderano accrescere la propria competività sul mercato e, in tal sen-
so, Gefran è attenta ad investire nello sviluppo di soluzioni
con diagnostica integrata. La serie GPC di Power Controller, recentemente introdotta sul mercato, ne rappresenta un caso esemplare: i controllori trifase sono progettati con
Paolo Buzzi, Product Marketing Manager Controllers & Power Controllers di Gefran.
so i morsetti della linea e del carico, per individuare even-
generazione, conformi alle normative AMS2750 per il
ben 12 termocoppie incorporate, di cui 6 posizionate pres-
tuali surriscaldamenti dovuti a un loro serraggio irregolare o ad un allentamento durante l’utilizzo. Situazioni che
si presentano frequentemente e che possono innescare scintille o, nei casi più estremi, incendi. Ulteriori 3 sensori sono adibiti al rilevamento della temperatura dell’aria di
raffreddamento con lo scopo di verificarne l’efficienza reale e segnalare se quest’ultima dovesse diminuire a causa,
ad esempio, di un intasamento dei filtri antipolvere. Inoltre, perfettamente in linea con le tecnologie di interconnessione digitale richieste dalle Smart Factory, i controllori di po-
tenza GPC sono in grado di comunicare con i più noti fieldbus, quali EtherCAT, Ethernet/IP, Modbus TCP, Modbus RTU, ProfiNET, Profibus DP e CANopen.
“Sempre per quanto riguarda i Power Controller” prosegue Paolo Buzzi “Un’innovazione nel campo della metallurgia
riguarda i trattamenti sottovuoto, richiesti per i nuovi materiali metallici derivanti da stampa 3D. Nello specifico,
settore Aerospace e CQI9 per l’Automotive, in grado
di gestire e archiviare dati, con soluzioni concepite per un’integrazione totale con la macchina.
“Aprendo una finestra verso il futuro, il 2021 vedrà
lo sviluppo di un regolatore in grado di governare la cementazione dell’acciaio. Questo tipo di processo richiede, la gestione di una sonda all’ossido di zirconio
dedicata alla lettura dell’ossigeno all’interno del forno,
al fine di calcolare e regolare la percentuale di carbonio necessaria per il trattamento specifico. Lo strumento, che
implementerà anche funzioni di pulizia e diagnostica del ciclo del sensore, rientra all’interno di un progetto di più ampio respiro già avviato da Gefran, volto a rivoluzionare il
mercato con nuove soluzioni applicative dalle performance
potenziate e in grado di soddisfare in anticipo le future esigenze del comparto industriale” conclude Paolo Buzzi.
la stampa 3D è un tipo di produzione che richiede un
processo termico in forni a vuoto, necessari per ottimizzare e stabilizzare le proprietà metallurgiche del materiale finale.
Questi ultimi, in particolare, sono gestiti in temperatura con resistenze elettriche in grafite, che richiedono particolari
caratteristiche di innesco e controllo, garantite dalle soluzioni Gefran”.
Nel mondo della regolazione, Gefran ha dotato i classici regolatori PID con funzioni sempre più avanzate in termini
di usability, grazie al display a colori touch, ha potenziato la connettività dei dispositivi con web server per comunicare da remoto e, infine, ha inserito alcune funzioni logico
matematiche. Si tratta, dunque, di regolatori di ultima La Metallurgia Italiana - gennaio 2021
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Rivestimenti
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Modulo 3: Rivestimenti per via umida 10-11-17-18 marzo 2021 Organizzato da
con il patrocinio
FaReTra
CENTRO DI STUDIO CONTROLLO E CARATTERIZZAZIONE DEI PRODOTTI
Fair Remote Training
presentazione
docenti
Il modulo RIVESTIMENTI PER VIA UMIDA tratterà sia i processi galvanici, quali la deposizione chimica ed elettrochimica dei metalli e l’ossidazione anodica, sia le deposizioni sol-gel, e la zincatura a caldo.
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Massimiliano Bestetti Dipartimento di Chimica, Materiali e Ingegneria Chimica “Giulio Natta”, Politecnico di Milano
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Antonello Vicenzo Dipartimento di Chimica, Materiali e Ingegneria Chimica “Giulio Natta”, Politecnico di Milano
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Carla Martini Dipartimento di Ingegneria Industriale, Università degli Studi di Bologna
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Massimo Guglielmi Dipartimento di Ingegneria Industriale, Università degli Studi Padova
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Romeo Fratesi
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Gianpaolo Orlando, Simone Dallari Dreamet, Modena
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Federico Fantin Nicros, Conegliano (TV)
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Angelo Buratti Metalcoating - San Giuliano Milanese (MI)
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Simone Pozzi Techno Mida, Cornegliano Laudense (LO)
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Roberto Giovanardi Dipartimento di Ingegneria Enzo Ferrari, Università degli Studi di Modena e Reggio Emilia
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Luca Pezzato Dipartimento di Ingegneria Industriale, Università degli Studi Padova
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Lorenzo Dalla Torre Industria Galvanica Dalla Torre Ermanno e Figli, Fontane di Villorba (TV)
Gli argomenti comprenderanno quindi processi già molto diffusi a livello industriale insieme a tecniche più innovative ma dalle ampie potenzialità applicative. Saranno approfondite le basi teoriche delle tecnologie, si presenteranno le caratteristiche salienti dei rivestimenti in relazione ai principali settori d’impiego, e un ampio spazio verrà dato ad esempi applicativi in ambito industriale, con particolare riguardo ai criteri di scelta e qualifica dei tipi di rivestimento e agli aspetti normativi. Saranno trattati anche aspetti relativi alla normativa ambientale per l’industria galvanica. A questo scopo, il Corso prevede un’alternanza di docenti di estrazione accademica, di specialisti provenienti da centri di ricerca e di esperti del mondo industriale. Il Corso è rivolto ai tecnici junior e senior dell’industria ma anche a giovani laureati e dottorandi (ad esempio in ingegneria, fisica e scienza dei materiali) che vogliano arricchire le loro conoscenze in questo campo. Per meglio consentire a tutti i partecipanti di cogliere le potenzialità di cui può usufruire l’industria, grazie ad una migliore conoscenza dei principi di selezione e delle tecniche di ingegneria delle superfici, verrà incoraggiato il dibattito tra i docenti e i discenti.
Segreteria organizzativa
FaReTra
coordinatore del corso Via F. Turati, 8 · 20121 Milano Tel. 02-76021132 / 02-76397770 e-mail: spedizioni@aimnet.it · www.aimnet.it
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Giovanni Bolelli Dipartimento di Ingegneria Enzo Ferrari, Università degli Studi di Modena e Reggio Emilia
il nuovo Capitolato acciai è stato elaborato da un gruppo di lavoro che coinvolge rappresentanti del mondo della produzione d’acciaio per utensili, delle fonderie, del trattamento termico, dell’università e dei laboratori di prova e diagnostica. Più in dettaglio, il documento è nato da un’iniziativa del Centro studio Pressocolata dell’Associazione Italiana di Metallurgia (AIM), di cui il gruppo di lavoro fa parte, a seguito dall’accertata necessità di rendere disponibile agli utilizzatori d’acciaio per stampi da pressocolata un documento tecnico che permetta di focalizzare i requisiti che i materiali dovrebbero possedere per assicurare un adeguato livello di prestazioni degli stampi in esercizio. Si tratta, quindi, di un documento, unico in Italia, utile a fonderie e stampisti nella selezione dell’acciaio più adatto per la specifica applicazione, dal momento che riporta le caratteristiche ed i limiti d’accettabilità dei principali acciai destinati alla costruzione di utensili primari e secondari per la pressocolata delle leghe leggere, con un attenzione particolare agli acciai per utensili a caldo a medio tenore di carbonio e legati al cromomolibdeno-vanadio. Inoltre, si applica a barre, blocchi, dischi fucinati e barre laminate d’acciaio per utensili da lavorazioni a caldo, forniti allo stato ricotto e dopo trattamento termico di tempra e rinvenimento, focalizzando l’attenzione esclusivamente sugli aspetti metallurgici di fabbricazione e di trattamento termico. Considerata l’evoluzione tecnologica e scientifica del settore, è previsto che l’attuale versione sia aperta a revisioni ed integrazioni. ISBN: 9788898990177 Disponibile su Amazon (www.amazon.it/dp/B07L33SXKL) o in versione cartacea come indicato sul sito www.aimnet.it Annalisa Pola - Università degli Studi di Brescia
Collana Tecnica AIM Il diagramma di stato Fe-C e le curve TTT
L. Matteoli
Euro 21,00
Aa.Vv.
Euro 76,00
G. Bianchi -F. Mazza
Euro 34,00
R. Donnini -R. Montanari-M. Vedani
Euro 35,00
G. Salvago -M. Bestetti
Euro 15,00
Solidificazione
M. Baricco -R. Montanari
Euro 30,00
La metallografia nei beni culturali
M. Cavallini -R. Montanari
Euro 10,00
W. Nicodemi -C. Mapelli
Euro 27,00
E. Gariboldi -F. Bonollo-P. Parona
Euro 70,00
G. Barbieri -G. Costanza-R. Montanari
Euro 15,00
E. Gianotti
Euro 13,00
G. Stella -F. Falcioni
Euro 13,00
W. Nicodemi -C. Mapelli
Euro 46,00
R. Montanari
Euro 15,00
W. Nicodemi -M. Vedani
Euro 15,50
Le prove non distruttive Corrosione e protezione dei metalli Tenacità e resistenza a fatica delle leghe metalliche Progettualità e corrosione
Archeometallurgia Manuale della difettologia dei getti pressocolati Schiume metalliche Controllo delle deformazioni e raddrizzature dei pezzi temprati L’incertezza e il caos nei laboratori Siderurgia Tecniche sperimentali per la caratterizzazione dei materiali La metallurgia nelle tecnologie di produzione
Atti e notizie - AIM news
Eventi AIM / AIM events FaReTra (Fair Remote Training) - FORMAZIONE E AGGIORNAMENTO A DISTANZA Modalità Sincrona 38° CONVEGNO NAZIONALE AIM - Virtual Edition 18-19-20-25-26 gennaio 2021 Giornata di Studio INGEGNERIZZAZIONE DELLE SUPERFICI: DESIGN E CARATTERIZZAZIONE – 17 febbraio Corso FAILURE ANALYSIS 11a edizione - 24-25 febbraio, 3-4-5 marzo
www.aimnet.it
Corso modulare RIVESTIMENTI – III modulo: RIVESTIMENTI PER VIA UMIDA –10-1117-18 marzo Modalità Asincrona
Per ulteriori informazioni rivolgersi alla Segreteria AIM, e-mail: info@aimnet.it, oppure visitare il sito internet www.aimnet.it
Corso ACCIAI AD ALTO CARBONIO SIDERURGIA IN PILLOLE FAILURE ANALYSIS IN PILLOLE – percorso di avvicinamento alla Failure Analysis TECNOLOGIE ADDITIVE IN PILLOLE TECNOLOGIE PRESS & SINTER NON CONVENZIONALI IN PILLOLE MICROSCOPIA ELETTRONICA IN PILLOLE - Principi di base ed utilità della microscopia elettronica per la metallurgia PRESSOCOLATA IN PILLOLE - DIFETTI: POROSITA' DA RITIRO WEB SAFETY PILLS - SICUREZZA IN PILLOLE Giornata di Studio TECNOLOGIA ED INNOVAZIONE NEI FORNI AD ARCO Giornata di Studio CORROSIONE SOTTO SFORZO E INFRAGILIMENTO DA IDROGENO NELLE APPLICAZIONI PETROLCHIMICHE Giornata di Studio RIVESTIMENTI DECORATIVI AL SERVIZIO DELL'ESTETICA DEL PRODOTTO Giornata di Studio STAMPAGGIO: PROPRIETÀ MECCANICHE, TRATTAMENTO TERMICO E MECCANISMO DI DANNEGGIAMENTI Giornata di Studio RESISTENZA A FATICA DEI MATERIALI METALLICI: ASPETTI METALLURGICI ED ASPETTI INNOVATIVI FORMAZIONE E AGGIORNAMENTO IN AULA (*) CONVEGNI 27° Convegno Nazionale Trattamenti Termici - Genova, 6-7 maggio 2021 HTDC - 7th International Conference HIGH TECH DIE CASTING – Vicenza, 23-25 giugno 2021 XIV GIORNATE NAZIONALI SULLA CORROSIONE E PROTEZIONE – Torino, 30 giugno - 1-2 luglio 2021 ESSC & DUPLEX 2021 - 11th European STAINLESS STEEL Conference Science & Market & 8th European DUPLEX STAINLESS STEEL Conference & Exhibition – Bardolino, 6-8 ottobre 2021 ECCC 2020 - 10th European Conference on Continuous Casting - Bari, 20-22 Ottobre 2021 RAW MATERIALS & RECYCLING - Bergamo, 2-3 dicembre 2021 L’elenco completo delle iniziative è disponibile sul sito: www.aimnet.it (*) In caso non sia possibile svolgere la manifestazione in presenza, la stessa verrà erogata a distanza in modalità webinar
La Metallurgia Italiana - January 2021
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ORGANI E CARICHE SOCIALI 2020/2022 PRESIDENTE
Mazzolari ing. Federico - Gruppo Arvedi
VICE PRESIDENTI
Cattaneo dr. Paolo - Tenaris Dalmine De Miranda ing. Uggero - Ori Martin
PAST PRESIDENT
Lecis ing. Ottavio - Sigmaelle Mapelli prof. Carlo - Politecnico di Milano
SEGRETARIO DEL CONSIGLIO Cristiani arch. Paola - Ipsai Srl
CONSIGLIERI
Alfonso ing. Marco - A.C.S.A. Steel Forgings Spa Angelini ing. Lorenzo - Feralpi Siderurgica Spa Artioli dr.ssa Paola - Asonext Spa Banzato dr. Giovanni - Acciaierie Venete Brunori ing. Giovanni Battista - Ferriera Valsabbia Spa Cattaneo dr. Paolo - Tenaris Dalmine Ceschini prof. Lorella - Università di Bologna Cristiani arch. Paola - Ipsai Srl De Miranda ing. Uggero - ORI Martin Ducoli dr.ssa Ribe - Forge Monchieri Spa Gigli ing. Gian Luca - Marcegaglia Specialties Spa Gozzi dr.ssa Vittoria - Duferco Martelli dr.ssa Simona Maura - Fondazione Promozione Acciaio Morandi dr. Paolo - Siderweb Lucchini ing. Luigi - Lucchini Rs Spa Mignone ing. Giorgio - SMS Innse Spa Pancaldi ing. Roberto - Tenova Spa Sangoi dr.ssa Agnese - Sangoi Spa Stoppa ing. Marcello - ABS - Acciaierie Bertoli Safau Spa Trombini ing. Ferruccio - Cogne Acciai Speciali Spa
TESORIERE
Vittadini dr. Stefano - Co.Re.As.
REVISORI DEI CONTI
Berenghi dr. Arrigo - Berenghi e Soci Giacovelli dr.ssa Anna - Studio AGV Perugini dr. Maurizio - Berenghi e Soci - Studio tributario legale associato
SEGRETARIO GENERALE Bassani dr.ssa Federica
DIRETTORE DE “LA METALLURGIA ITALIANA” Cusolito ing. Mario
ASSOCIAZIONE ITALIANA DI METALLURGIA
Via Filippo Turati 8 . 20121 Milano . Italy t. +39 02 76021132 . t. +39 02 76397770 . info@aimnet.it . aim@aimnet.it www.aimnet.it
Atti e notizie - AIM news
Comitati tecnici / Study groups CT PRESSOCOLATA (P)
(riunione telematica del 09 settembre 2020) Manifestazioni in corso di organizzazione • Il convegno internazionale “High Tech Die Casting 2020” è per ora confermato al 23-25 giugno 2021 a Vicenza e con il medesimo format. Titoli e riassunti devono essere inviati entro il 30.10.2020. • Viene confermata la prima “pillola” di formazione online FaReTra dal titolo “Difetti nei getti pressocolati – La porosità da ritiro” per il giorno 23 ottobre 2020. • Si conferma anche il corso “Fatica Termica” – coordinatore Valente – per il 3-4 marzo 2021 presso il KmRosso vicino a Bergamo. Il programma è definito e viene presentato dal coordinatore Valente ai membri del CT. • E’ stato definito e presentato durante la riunione il programma per la GdS “Zama HPDC 2021” – coordinatori Pola e Valente – che si svolgerà presso Metalcom il 16 aprile 2021. Iniziative future • La manifestazione “Getti Strutturali” potrebbe essere trasformata in un corso su due giornate da tenere nell’ottobre 2021. La prima giornata è completamente definita con temi e relatori, mentre per la seconda giornata i presenti discutono sulle possibili tematiche suggerite dai coordinatori. Si dovrà individuare anche la sede dell’evento. • Per la GdS “Sostenibilità nelle fonderie HPDC” – coordinatore Zambelli – alcuni membri del CT confermano di avere ricevuto da importanti gruppi nel settore automotive dei questionari le cui risposte producono un punteggio ed un giudizio che influenza le assegnazioni degli ordini. Nel prossimo meeting si esamineranno questi questionari per capire meglio quali siano le richieste e quindi su quali temi centrare la GdS. Notizie dal Comitato • Un nuovo membro, presente come ospite alla riunione, viene accolto dal Comitato.
CT MATERIALI PER L’ENERGIA (ME) (riunione telematica del 07 ottobre 2020)
Manifestazioni in corso di organizzazione • GdS “Materiali per eolico”: in assenza dell’altro coordinatore Merckling, Gariboldi riferisce che i professori del Dipartimento di Energia del Politecnico di Milano hanno dato la disponibilità per gli interventi introduttivi di carattere generale (aspetti metallurgici, problematiche di fatica e usura su parti di grandi dimensioni, ingranaggi, energie rinnovabili). Gariboldi segnala per contro difficoltà a coinvolgere i piccoli utilizzatori e chi fa i controlli di sicurezza per problemi di riservatezza. Bassani conferma che AIM è in grado di organizzare eventi in streaming con codici e autorizzazioni di accesso riservati, così da garantire i relatori. Si cercherà di organizzare l’evento per febbraio 2021. Iniziative future • La GdS sull’utilizzo delle leghe di Ni in saldatura è al momento programmata per aprile, e si spera di poterla tenere in presenza. • Su suggerimento di Bassani, condiviso dal presidente Gavelli, i membri del CT penseranno e proporranno temi per le iniziative di formazione online FaReTra.
CT CORROSIONE (C)
(riunione telematica del 16 ottobre 2020) Consuntivo di attività svolte Manifestazioni in corso di organizzazione • La manifestazione “Giornate Nazionali sulla Corrosione e Protezione” si terrà a Torino dal 30 giugno al 2 luglio 2021 in collabora-
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Atti e notizie - AIM news
Comitati tecnici / Study groups zione con APCE (Associazione per la Protezione dalle Corrosioni Elettrolitiche) e NACE Italia, e con diversi patrocini. Si auspica che l’evento possa tenersi in presenza ma, nell’eventualità che si debba utilizzare la modalità telematica, i presenti discutono delle loro esperienze con precedenti convegni telematici per ottimizzare la riuscita dalla manifestazione: purtroppo la mancata interazione tra le persone e la mancata convivialità non possono permettere di raggiungere i risultati di un convegno in presenza. Iniziative future • È stato formato un gruppo di lavoro misto con il CT “Controllo e caratterizzazione prodotti” per l’organizzazione del “Corso di corrosione per non corrosionisti”. La manifestazione si dovrebbe sviluppare in due giornate, divise equamente tra i due comitati: la proposta iniziale prevede per la prima giornata gli argomenti: introduzione al meccanismo, forme e ambienti di corrosione, criteri di scelta dei materiali; per la seconda giornata invece: presentazione e approfondimento di casi pratici; rivestimenti organici (pitture), rivestimenti metallici, Oil & gas e costruzioni. Dopo lunga discussione Bolzoni e Cabrini ottengono dal CT il mandato per colloquiare con il gruppo di lavoro per elaborare la proposta definitiva e la bozza del programma. Notizie dal Comitato • Un nuovo membro, presente al momento come ospite, è stato accettato nel CT.
CT TRATTAMENTI TERMICI E METALLOGRAFIA (TTM) (riunione telematica del 19 novembre 2020)
Consuntivo di attività svolte • La GdS “Stampaggio: proprietà dell’acciaio, trattamento termico e meccanismo di danneggiamento” si è svolta in modalità telematica a causa delle restrizioni governative. Il coordinatore Rivolta si ritiene soddisfatto della riuscita della manifestazione, con 45 partecipanti e 12 presentazioni, perfino abbondanti per il tempo disponibile online. Il giudizio dato dai partecipanti è tra buono e ottimo, con particolare risalto per la qualità delle presentazioni e la documentazione. Le interazioni online con i docenti sono naturalmente meno esaustive rispetto alle manifestazioni in presenza. Sono stati raccolti suggerimenti per le future giornate sullo stesso tema. • Il corso “Metallurgia di base propedeutico ai trattamenti termici” si è tenuto per la prima volta in modalità online, con una sessantina di partecipanti. Il giudizio espresso nei questionari di soddisfazione è stato per la grande maggioranza buono, e per il resto ottimo. C’è stato apprezzamento per i docenti, e molti partecipanti hanno proposto suggerimenti per approfondimenti. Il presidente Petta ritiene che il risultato sia positivo. Vicario, una delle coordinatrici insieme a La Vecchia, segnala che sono state ricevute per e-mail diverse domande successive al corso e docenti hanno potuto rispondere a tutti i quesiti. Manifestazioni in corso di organizzazione • Convegno Nazionale Trattamenti Termici: il presidente Petta conferma lo spostamento della manifestazione al 6-7 maggio 2021, sperando che questo intervallo di tempo sia sufficiente ad un pieno recupero della situazione sanitaria. Il programma non subirà modifiche rispetto a quanto già stabilito. Bassani segnala che si continuano a ricevere richieste per l’area espositiva. • Il seminario “Trasmissioni nell’automotive: della acciaieria al processo di pallinatura” si svolgerà a Modugno (BA) il 17 e 18 giugno 2021 presso la Getrag. Morgano, coordinatore della manifestazione insieme a Rosso, presenta la bozza del programma: gli argomenti delle presentazioni sono quasi tutti definiti, e per alcune c’è già il nome del relatore. Si attendono ulteriori contributi dal mondo accademico, in particolare dal Politecnico di Bari, e si cercherà di coinvolgere i grossi stabilimenti industriali del centro sud, oltre che l’Università Federico II di Napoli e l’Università del Salento di Lecce. È prevista una visita allo stabilimento al termine della prima giornata. Iniziative future • La GdS “Il Mondo Industrial - aspetti metallurgici e metodologie di controllo”, più volte rimandata, deve essere tenuta di presenza presso CNH Torino per poter effettuare la visita al Museo Iveco. Per questo motivo si decide di spostare la manifestazione a settembre-ottobre 2021.
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Atti e notizie - AIM news
Comitati tecnici / Study groups • Il seminario congiunto con il CT “Metallurgia delle polveri e tecnologie additive” è stato rimandato a data da definire, non potendosi al momento svolgere manifestazioni in presenza. • La GdS “Trattamenti termici e modellazione”, presso l’Università di Brescia, viene spostata alla seconda metà del 2021. I coordinatori Pellizzari e Valente hanno comunque preparato il programma che sarà presentato alla prossima riunione. • Nell’autunno del 2021 si terrà in tradizionale corso “Trattamenti Termici. Notizie dal Comitato • Sono stati accettati nel Comitato due nuovi membri in sostituzione di loro colleghi che hanno cambiato posto/mansione.
CT METALLI E TECNOLOGIE APPLICATIVE (MTA) (riunione telematica del 20 novembre 2020)
Manifestazioni in corso di organizzazione • La GdS “Trattamenti per la rimozione del piombo per il riciclo degli ottoni”, già fissata per il 4 novembre a Brescia, è stata spostata a giugno 2021. Il coordinatore Loconsolo segnala che sarà possibile aggiungere altri dati ed informazioni alle memorie. Iniziative future • La GdS “Utilizzo leghe di nichel in saldatura” viene confermata per aprile 2021. Tempistiche e programmi saranno definiti a breve. • La GdS sulla sostenibilità ambientale nel campo delle costruzioni civili è in via di definizione, e alcuni dei presenti fanno proposte per aggiungere argomenti alle presentazioni. Si prevede di tenere la manifestazione nella seconda metà del 2021, forse in modalità telematica. • Il tema legato all’impiego dei metalli nella mobilità elettrica sarà ripreso nella prossima riunione.
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10th european conference on continuous casting 2020
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20-22 October 2021 Bari . Italy
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www.aimnet.it/eccc2020
member of MEMBER OF
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We would like to inform you that we agreed with Siderweb to organise ECCC Conference in the new date of: 20-22 October 2021. The ECCC is a unique forum for the European continuous casting community to exchange views on the status and the future development of the continuous casting process. The Conference program is abreast of the latest developments in control and automation, advanced continuous casting technologies, application of electromagnetic technologies and mechanical devices to improve the core microstructure, the lubrication issues for improving the surface qualities. Steel metallurgical issues will be addressed as well as their physical and numerical simulation. The exchange of experience in operational practice, maintenance and first results from the recently commissioned plants will integrate the program. The Conference aims at promoting the dialogue among the delegates with industrial and academic background and among the participants in former Conferences and new members of the continuous casting community. Registrations are open!
Programme and Registration The advance programme and the Conference registration fees are available on the Conference website: www.aimnet.it/eccc2020/
Exhibition and Sponsoring As an integral element of the event, a technical exhibition will be held during the event. Companies have the opportunity to reinforce their participation and enhance their corporate identification by taking advantage of the benefits offered to them as sponsors of the event. The detailed sponsorship packages are available on the Conference website: www.aimnet.it/eccc2020 Companies interested in taking part in the Exhibition or sponsoring the event may contact: e-mail: commerciale@siderweb.com tel. +39 030 2540006 THE ITALIAN STEEL COMMUNITY
siderweb
Contacts ECCC 2020 Organising Secretariat AIM - Associazione Italiana di Metallurgia Via Filippo Turati 8, 20121 Milan - Italy aim@aimnet.it - www.aimnet.it/eccc2020