L`analisi termica di Fourier applicata alla modifica eutettica di una

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L`analisi termica di Fourier applicata alla modifica eutettica di una
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F. Piasentini, F. Bonollo, A. Tiziani
La “Fourier Thermal Analysis” (FTA) è una tecnica avanzata di analisi termica, sviluppata negli anni
’80-’90 per determinare il calore latente rilasciato in fase di solidificazione, allo scopo di indagare sulle
cinetiche di nucleazione ed accrescimento delle varie fasi coinvolte. I risultati delle indagini condotte con
questa metodologia hanno contributo allo sviluppo dei codici di calcolo per la modellazione dei fenomeni
di solidificazione di leghe da fonderia come le ghise e le leghe Al-Si. Scopo di questo lavoro è la verifica
delle potenzialità della FTA nello studio della modifica eutettica di una lega Al-Si, e più in generale nella
dinamica della solidificazione delle leghe Al-Si. La modifica eutettica viene impiegata allo scopo di
incrementare le caratteristiche di resilienza e resistenza a fatica delle leghe Al-Si, l’efficacia del
trattamento è vincolata alla presenza di una percentuale minima di elemento modificante. L’analisi
termica può essere impiegata per verificare il livello di modifica della lega, e quindi l’efficacia del
trattamento. È stata presa in considerazione una lega della classe A356, modificata con Na metallico, e
sono state confrontate le curve fs(t) e fs(T) ottenute con diversi livelli di modifica, allo scopo di correlare
le caratteristiche delle curve di frazione di fase solida rispetto al tempo ed alla temperatura con le
caratteristiche microstrutturali della lega.
Memorie
L’analisi termica di Fourier applicata
alla modifica eutettica di una lega AlSi7
Parole chiave: alluminio e leghe, solidificazione, fonderia, processi
1. INTRODUZIONE
1.1. Premessa
In un processo di fonderia, la possibilità di seguire con il
maggior dettaglio possibile l’evoluzione della solidificazione è fondamentale. La complessità dei fenomeni termodinamici e cinetici che governano la solidificazione ne rendono
però decisamente articolato lo studio, in particolare se ci si
riferisce alle leghe con formulazione complessa o sottoposte
a trattamenti specifici quali l’affinamento del grano, la sferoidizzazione, la modifica eutettica. In questo senso, quelle
che usualmente si definiscono come “curve di raffreddamento” (anche se più propriamente si dovrebbe parlare di
“curve di solidificazione e di raffreddamento”) possono fornire un contributo decisivo, a patto che ne venga compreso
correttamente il significato.
Un metallo o una lega allo stato liquido, posti all’interno di
una forma a contatto con l’ambiente circostante, tendono a
raffreddarsi e a cedere calore, secondo i ben noti meccanismi di conduzione, convezione e irraggiamento. L’entità di
tali fenomeni dipende da diversi fattori quali la geometria
della forma, le condizioni di isolamento, la possibilità di
movimento del liquido, la presenza di sistemi di raffreddamento, ecc. [1-7].
In generale, si può comunque pensare di rappresentare in un
diagramma tempo-temperatura l’evoluzione termica del metallo o della lega per i vari stadi della solidificazione. Allo
stato liquido, il tutto si può descrivere da un punto di vista
analitico, mediante una equazione del tipo
A⋅ q = V ⋅ ρ ⋅ c p ⋅
dT
dt
(1)
F. Piasentini, F. Bonollo, A. Tiziani
Dipartimento di Tecnica e Gestione dei sistemi industriali
Università degli studi di Padova
Memoria vincitrice del Premio Daccò 2004
A ⋅ q = V ⋅ ρ ⋅ cp ⋅
dT
dV S
−∆ H ⋅
dt
dt
(2)
in cui, oltre alle grandezze già definite, ∆H è il calore latente di solidificazione per unità di volume del metallo e VS
rappresenta il volume di metallo solidificato [1,4-5].
Una volta ultimata la solidificazione, la temperatura riprende a scendere, con una pendenza diversa (i valori di ρ e cp
sono in genere differenti per lo stato liquido e per lo stato
solido del metallo).
Nella realtà, però, non si può prescindere dal ruolo giocato
dai meccanismi di nucleazione (ci si riferisce implicitamente, d’ora in poi, alla sola nucleazione eterogenea) e di accrescimento. L’efficacia di tali meccanismi dipende da numerosi fattori, legati evidentemente alle specifiche condizioni
operative del processo in esame.
La grandezza che governa in maniera significativa l’evoluzione della solidificazione è il sottoraffreddamento [1]. La
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in cui V e A sono rispettivamente il volume e la superficie di
scambio del getto, ρ e cp sono la densità e il calore specifico
del materiale in esame, q è la densità di flusso termico scambiata (ceduta) dal metallo alla forma o allo stampo che lo
contiene. Il termine q può essere determinato ad esempio
mediante l’equazione di Fourier, note le condizioni iniziali e
al contorno del problema. Le variabili T e t sono rispettivamente la temperatura del metallo e il tempo, per cui dT/dt
(cioè la derivata della temperatura fatta rispetto al tempo)
non è altro che la velocità di raffreddamento del metallo
[1,4-5].
In questa fase, comunque, il metallo può solamente perdere
calore, diminuendo la sua temperatura fino al raggiungimento della temperatura nominale di solidificazione.
Ipotizzando trascurabili le variazioni di ρ e cp con la temperatura, e ritenendo costante la capacità di asportazione di calore del sistema (cioè considerando costante il termine q), la
curva di raffreddamento ha un andamento esponenziale del
tipo T(t) = A · e–bt, con A e b costanti determinate dalle variabili fisiche del sistema.
Il passaggio da liquido a solido è però accompagnato dal rilascio del calore latente. Dal punto di vista analitico, nell’equazione (1) deve essere introdotto un termine relativo appunto allo sviluppo del calore latente:
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velocità di nucleazione e quella di accrescimento sono descrivibili mediante relazioni che fanno esplicito riferimento
all’entità del sottoraffreddamento. A titolo di esempio, se si
applica il modello della nucleazione continua, si ha
N =µ
1
⋅∆ T n
(3)
e
∂N
= −n ⋅ µ
∂t
1
⋅ ∆ T ( n−1) ⋅
∂T
∂t
(4)
in cui, oltre ai simboli già definiti, N è il numero di nuclei
formati per unità di volume, ∆T è il sottoraffreddamento, n e
µ1 sono i cosiddetti parametri di nucleazione. Per la velocità
di accrescimento (Vaccr), si può in genere ritenere:
Vaccr = µ
accr
⋅∆ T 2
(5)
con µaccr = costante di accrescimento [1,6].
Una curva “reale” di solidificazione evidenzia quindi la presenza di un sottoraffreddamento, associata ad un rallentamento della velocità di raffreddamento dovuta allo sviluppo
del calore latente di solidificazione. Tale sviluppo di calore
si trova a tutti gli effetti in competizione con il raffreddamento operato dalla forma che circonda il metallo. Pur senza entrare nel dettaglio, che può essere approfondito in letteratura [2,6-7], si può comunque evidenziare come una lega,
che in solidificazione dia luogo ad una struttura dendritica,
presenta qualitativamente la curva di raffreddamento e l’evoluzione microstrutturale descritte in Figura 1.
La derivata della curva (cioè la velocità di raffreddamento)
subisce una variazione ancora più apprezzabile, come è ben
visibile dal confronto tra la Figura 1a e la Figura 1b.
La curva di raffreddamento e la sua derivata permettono
quindi di individuare la temperatura effettiva di inizio solidificazione della fase primaria e il grado di sottoraffreddamento rispetto alla temperatura di equilibrio. In presenza di
solidificazione eutettica, si ha un ulteriore sviluppo di calore
latente e un conseguente rallentamento della curva di raffreddamento. Il bilancio tra calore asportato dal sistema e
calore latente porta allo stabilirsi di un “plateau”, in cui la
velocità di raffreddamento tende ad annullarsi. Solo quando
la solidificazione è giunta quasi a completamento (e quindi
il liquido residuo e il calore latente ancora disponibile diminuiscono apprezzabilmente di entità), l’azione di asportazione di calore dall’esterno prevale e la curva temperatura-tempo riprende a discendere regolarmente.
I parametri che compaiono nelle correlazioni tra sottoraffreddamento e velocità di nucleazione e di accrescimento
sono però strettamente dipendenti da aspetti composizionali
o tecnologici. In altri termini, la solidificazione procede seguendo una “dinamica” fortemente dipendente dalle specifi-
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2. L’ANALISI TERMICA “DI FOURIER”
2.1. Aspetti teorici
La pendenza della curva T(t) di una lega che solidifica è riconducibile a due contributi: la dissipazione (HDISS) e la generazione interna di calore (HGEN) entrambi esprimibili in
[Jm-3s-1]. La pendenza della curva di solidificazione è data
dalla (6), dove rappresenta la capacità termica per unità di
volume [Jm-3K-1].
dT H DISS (t , T ) + H GEN (t , T , f s )
=
[°C/s]
dt
Cv (t , T , f s )
(6)
HGEN dipende dalle modalità di generazione interna del calore a seguito delle trasformazioni di fase, ed è quindi legato
sia alla velocità di estrazione del calore che alle condizioni
di trattamento metallurgico (affinamento, modifica) del fuso.
Il primo termine invece descrive le condizioni di dissipazione del calore. Nell’analisi termica “Newtoniana” [8,14-15],
l’ipotesi è che tutta la lega contenuta nel crogiolo (o nello
stampo, o nella forma in sabbia) sia alla medesima temperatura. Il primo termine viene ad essere determinato dal solo
Fig. 1 – Curva di raffreddamento (a) e derivata prima (b) relative ad una lega AlSi7-0.3Mg.
Fig. 1 – Cooling curve (a) and first derivative (b) of an AlSi7-0.3Mg alloy.
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che caratteristiche della lega colata e delle metodologie di
fonderia adottate.
L’acquisizione e l’analisi delle curve di solidificazione di
una lega colata in un crogiolo standardizzato viene usualmente definita, in fonderia, con il termine di Analisi Termica
(AT), che verrà pertanto adottato nel presente articolo. Questa metodologia si sta rivelando particolarmente utile nel caso di leghe che presentino punti di eutettico di ampio interesse industriale, come nel caso dei sistemi Fe-C-Si (ghise)
e Al-Si (leghe di alluminio da fonderia) [8-14]. Nel caso delle ghise, la forma della curva di solidificazione e della sua
derivata rispetto al tempo vengono impiegate per monitorare
le modalità di solidificazione e quindi prevedere l’eventuale
formazione di cementite [11,13]).
Un’evoluzione recente dei sistemi di analisi termica è stata
utilizzata da diversi autori per ricavare informazioni sulle cinetiche di nucleazione ed accrescimento delle fasi eutettiche. Tale tecnica prende il nome di “Fourier Thermal Analysis”, e richiede l’acquisizione e la successiva elaborazione di
almeno due curve T(t), nonché crogioli di forma cilindrica o
sferica [16].
In questo lavoro, tale approccio viene sviluppato e applicato, dimostrando la possibilità di effettuare un monitoraggio
delle condizioni di solidificazione in leghe da fonderia Al-Si
e di descrivere conseguentemente gli effetti del processo di
modifica.
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∂T
= α∇ 2T + gen
Cv
∂t
(7)
in cui il termine α [m2s-1] rappresenta la diffusività termica
del materiale [15-16], ed è legato alla conducibilità termica
della lega, che si suppone isotropa ed omogenea.
In caso di geometria cilindrica, il gradiente può essere stimato dalla differenza della temperatura tra due punti secondo la seguente relazione [15-16]:
4(T22 − T12 )
∇T =
[°C/m2 ]
2
2
R2 − R1
2
(8)
Per ricavare il calore rilasciato istante per istante, la (7) può
essere riarrangiata come segue:
 ∂T
2 
H gen = Cv
− α∇ T  [J/s]
 ∂t

(9)
dove il prodotto tra la diffusività ed il gradiente può essere
interpretato come una “linea base”, ovvero l’ipotetica velocità di raffreddamento di un materiale che non presenta trasformazioni di fase.
La diffusività può essere ricavata dalle curve di solidificazione in fase liquida ed in fase solida, in queste condizioni la
diffusività può essere espressa come il rapporto tra la velocità di raffreddamento al centro del campione, ed il gradiente che si instaura al suo interno:
(10)
Se la diffusività aumenta, di conseguenza aumenta anche la
capacità del materiale di smaltire calore se sottoposto ad un
certo gradiente termico.
Una volta individuata la diffusività media in fase liquida e
Fig. 2 – Thermal diffusivity as obtained from (10) and estimated
inside the solidification interval.
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solida (come riportato in [16]), si può ipotizzare che essa vari in funzione lineare del tempo tra l’istante iniziale e l’istante finale della solidificazione, come indicato in Figura 2, riferita a una lega Al-Si (la cui composizione è riportata nel
paragrafo 4), dove viene rappresentato l’andamento di a calcolata secondo la (10).
Nota la diffusività ed il gradiente termico, dal loro prodotto
si ottiene la linea base per il calcolo del calore rilasciato durante la solidificazione.
In altre parole, il calore generato viene determinato dal prodotto del calore specifico per la differenza della derivata prima nel punto interno rispetto alla linea base ZF, come indicato in Figura 3.
La FTA richiede solo due condizioni aggiuntive rispetto all’analisi tradizionale: una simmetria del provino cilindrica o
sferica, ed una seconda termocoppia.
Una volta misurate (mediante le due termocoppie) le curve
Tint(t) e Text(t), la loro elaborazione procede attraverso il calcolo numerico di:
1. derivata rispetto al tempo nel punto interno T’int(t)
2. gradiente termico tra il punto interno ed il punto esterno
3. diffusività in fase liquida ed in fase solida
4. diffusività media nell’intervallo di solidificazione
5. curva di riferimento ZF
6. calore rilasciato per unità di tempo
7. frazione di fase solida fs.
Il fattore critico riguarda il calcolo della diffusività nell’intervallo di solidificazione. Alcuni autori suggeriscono di calcolare la diffusività in funzione dell’effettiva frazione di fase solida e non in funzione del tempo, secondo un procedimento iterativo in cui la frazione solida viene inizialmente
ad essere funzione lineare del tempo [15-17].
3. LA MODIFICA EUTETTICA AL SODIO DI UNA LEGA AL-SI
La modifica eutettica è una delle più note tecniche adottate
per ottimizzare la microstruttura nelle leghe alluminio-silicio da fonderia. L’aggiunta in lega di elementi come Na, Sr,
Sb (recentemente sono stati sperimentati anche altri elementi come Ba, Ca, Y, Yb) porta ad una variazione sostanziale
della forma e delle dimensioni del silicio eutettico, che da
aciculare diventa fibroso e arrotondato, garantendo notevoli
miglioramenti in termini di comportamento meccanico. Il
fenomeno è ampiamente studiato in letteratura, ed a questa
si rimanda per approfondimenti specifici [18-26].
L’aspetto che in questa sede è utile evidenziare è che il sodio, pur dando luogo a fenomeni di “fading” (e quindi di fat-
Fig. 3 – Derivata prima della curva di solidificazione per la
termocoppia centrale e linea di base per il calcolo del calore
latente (ZF).
Fig. 3 – First derivative of T(t) curve for the central thermocouple
and baseline for latent heat determination (ZF).
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Fig. 2 – Andamento della diffusività calcolata secondo la (10) e
diffusività stimata all’interno dell’intervallo di solidificazione.
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coefficiente di scambio termico della lega con l’ambiente
circostante.
La “Fourier Thermal Analysis”, invece, considera invece
CDISS come legato anche alla geometria del pezzo (piana, cilindrica, sferica, irregolare..) ed in particolare al gradiente di
temperatura che si genera al suo interno. Più è elevato (in
valore assoluto) il gradiente di temperatura, maggiore sarà la
dissipazione del calore dovuta alla geometria del provino.
La relazione che lega la velocità di raffreddamento in un
punto del materiale con il gradiente termico e con il calore
generato è data dalla equazione:
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to a una modifica cosiddetta temporanea), è in grado di indurre nel Si eutettico una morfologia ottimale, senza
- alterare negativamente caratteristiche fondamentali della
lega, come viscosità o fluidità,
- formare composti intermetallici con altri elementi presenti
in lega,
- determinare problematiche nel riciclo della lega.
E’ stata, anche recentemente, dimostrata la piena “attualità”
della modifica al sodio, purché l’intero ciclo di fonderia
venga gestito con opportune attenzioni [23].
In sostanza, l’effetto di evanescenza del sodio dal fuso richiede un controllo continuo della quantità dell’elemento all’interno dei forni di colata, in modo da garantire l’ottenimento di livelli costanti di modifica della lega.
Proprio per garantire una tale costanza di comportamento
nel prodotto finale, è necessaria una piena conoscenza dell’effetto del sodio e di altri agenti modificanti sulla dinamica
della solidificazione. In questo senso, l’analisi termica condotta con l’approccio “tradizionale” (curva di raffreddamento, sua derivata, determinazione della temperatura di eutettico, quantificazione delle recalescenza) si è già rivelata piuttosto utile [12-14,17]. Notevole quindi è anche il potenziale
dell’analisi termica condotta con l’approccio di Fourier, finalizzata all’ottenimento della descrizione quantitativa del
rilascio del calore latente e della curva della frazione di solido in funzione della temperatura. E’ proprio tale potenziale
che verrà illustrato nel presente lavoro. Infatti, la conoscenza dei sopra menzionati parametri è certamente un aspetto
fondamentale per correlare campi termici ed evoluzione microstrutturale, sia da un punto di vista generale che all’interno degli approcci di micro-modelling già implementati o
implementabili in futuro nei codici di simulazione numerica
dei processi di fonderia [2,6-7].
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Fig. 4 – Andamento della temperatura nelle due termocoppie per
vari campioni studiati.
Fig. 4 – T(t) curves at different modification level, corresponding
to specimens M01-M04.
4. PROCEDURA SPERIMENTALE
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Lo studio è stato effettuato su di una lega EN AB 42100
(equivalente, secondo lo standard statunitense alla lega
A356), la cui composizione è riportata in Tabella 1.
I dispositivi impiegati, le modalità di fusione e di modifica e
la procedura di acquisizione delle curve, sono sostanzialmente i seguenti:
• fusione della lega in forno a muffola a 750°C, modifica
con Na metallico. Preriscaldo del crogiolo in acciaio a
750°C,
• prelievo del fuso a distanza di 5’ (campione M01), 25’
(M02), 45’ (M03), 65’ (M04) dalla modifica con Na metallico;
• Termocoppie di tipo K, diametro 1.5 mm rivestite in AISI
316. Protezione a perdere delle termocoppie in tubo di
inox (AISI 316), diametro interno 1,7 e spessore 0.1 mm,
saldato all’estremità. Distanza tra le termocoppie: 20 mm;
• frequenza di campionamento della temperatura: 10 Hz.
I quattro campioni di lega prodotti sono stati studiati applicando all’analisi termica convenzionale l’approccio di Fourier. I risultati di tale elaborazione sono stati quindi posti in
relazione con le principali caratteristiche microstrutturali ottenute mediante ricorso all’analisi di immagine:
• spaziatura tra i bracci secondari delle dendriti della fase
primaria ricca in alluminio,
• area, rotondità e aspetto di figura medi del silicio eutettico.
Fig. 5 – Campione M03 a 200x.
Fig. 5 – Specimen M03 at 200x.
Fig. 6 – Schema delle zone utilizzate per la caratterizzazione
microstrutturale della lega colata nel crogiolo di analisi termica.
Fig. 6 – Position of the nine zones for metallographic
investigation in the thermal analysis specimen.
5. RISULTATI E DISCUSSIONE
L’analisi termica di Fourier è stata applicata ai campioni
Denominazione
AlSi7MgTi
14
Si
Mg
Cu
Mn
Fe
Zn
Ti
Al
7,06
0,448
0,036
0,007
0,13
0,002
0,125
Bal
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Tab. 1 – Composizione chimica della lega
oggetto dello studio.
Table 1 – Chemical composition of the
investigated alloy.
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Fig. 7 – Campione M01-5’.
Fig. 7 – Specimen M01-5’.
Fig. 9 – Campione M03-45’.
Fig. 9 – Specimen M03-45’.
Fig. 8 – Campione M02-25’.
Fig. 8 – Specimen M02-25’.
Fig. 10 – Campione M04-65’.
Fig. 10 – Specimen M04-65’.
presi con diversi livelli di modifica, ed i risultati di questa
indagine sono stati confrontati con la microstruttura del materiale.
In Figura 4 sono riportate le varie curve di solidificazione,
riferite, per ciascun campione, sia alla termocoppia interna
che a quella esterna.
Dagli andamenti rappresentati in Figura 4 risulta subito evidente come al decrescere del livello di modifica la temperatura minima di eutettico (indicata dalle frecce) aumenta, in
accordo con quanto riportato da altri autori [22, 23].
Le curve sono state poi elaborate secondo lo schema presentato nei paragrafi precedenti, in modo da ottenere le varie
curve fs(t) e fs(T), allo scopo di valutare l’effetto del modificante sulla dinamica della solidificazione per le varie fasi.
5.1 Indagine microstrutturale
È stata eseguita una caratterizzazione microstrutturale sui
campioni siglati come M01-M04, al fine di quantificare il livello di modifica della lega in termini di “rotondità” e dimensioni del silicio eutettico. Sono state inoltre identificate
altre fasi, come indicato in Figura 5.
Per ogni campione l’analisi è stata effettuata su 9 campi
contigui presi in 9 differenti zone, come indicato nello schema di Figura 6. Le misure sono state eseguite a 500 ingran-
Table 2 – Geometric parameters of
eutectic silicon vs sodium fading time.
Area Si (µm2)
Rotondità
Rapporto d’ aspetto
Fig. 11 – Variation of eutectic silicon roundness and aspect ratio
for different fading time.
dimenti.
La procedura è stata eseguita in modo automatico grazie ad
una routine costruita ad hoc ed implementata in sistema di
M01-5 min
M02-25 min
M03-45 min
M04-65 min
10.8
3.3
2.5
13.1
3.6
2.4
35.9
5.8
3.2
77.6
8.4
4.3
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Tab. 2 – Parametri geometrici del Silicio
eutettico al variare del tempo di fading.
Fig. 11 – Andamento della rotondità e del rapporto di aspetto al
variare del tempo di fading.
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analisi d’immagine in grado di gestire un portacampioni
motorizzato (LEICA QWIN).
Nelle Figure 7-10 sono riportati alcuni esempi di microstrutture riscontrate nei vari campioni. Con il passare del tempo
di fading la struttura del Si eutettico cresce in dimensioni e
diventa progressivamente lamellare
I parametri analizzati sono stati: area delle lamelle di Si, il
loro rapporto di aspetto (lunghezza diviso larghezza) e la loro rotondità (un parametro definito internamente al sistema
di analisi d’immagine, più la rotondità tende ad un valore
unitario più l’oggetto assume una forma circolare).
I valori medi ottenuti per i vari campioni sono riportati in
Tabella 2 e in Figura 11.
Con il passare del tempo il fenomeno di fading del Na porta
alla diminuzione del livello di modifica, con la conseguente
perdita di “rotondità” del Si eutettico, ed il contemporaneo
aumento delle dimensioni. Dopo 45-50 minuti dal momento
di introduzione del Na in lega, il livello di modifica raggiunge una soglia critica per l’utilizzo della lega stessa.
La caratterizzazione della microstruttura ha riguardato anche la spaziatura dei bracci secondari delle dendriti di alluminio primario (SDAS, Secondary Dendrite Arm Spacing),
valutata in ognuno degli 81 campi. I risultati, sintetizzati in
tabella 3, evidenziando una sostanziale costanza del valore
di tale parametro.
5.2 Il calore rilasciato istante per istante
valutato rispetto al tempo
Il punto di forza della FTA è la possibilità di ricavare in maniera piuttosto semplice l’andamento del calore rilasciato istante
per istante, e da questo ottenere la frazione di fase solidificata.
È così possibile visualizzare l’andamento della formazione
delle varie fasi. In Figura 12 è riportato l’andamento del calore rilasciato per il provino preso 5 minuti dopo la modifica. È possibile osservare la presenza di tre picchi distinti. Il
primo è relativo allo sviluppo delle dendriti della fase priCampione
tempo [min]
SDAS [µm]
s [µm]
M01
M02
M03
M04
5
25
45
65
64
68
68
68
5.0
5.5
7.2
4.1
Tab. 3 – Valore dello SDAS in funzione del tempo di fading.
Table 3 – SDAS values as a function of fading time.
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maria, in larga parte costituita da alluminio, il secondo dall’eutettico Al-Si, ed il terzo dalle fasi con gli altri elementi
presenti in lega (Fe-Mn-Mg).
Con il decrescere del livello di modifica la presenza del terzo
picco si fa meno evidente, come riportato dalle Figure 12-14.
Il contributo del calore rilasciato dalle fasi secondarie viene
infatti a confondersi con quello legato all’eutettico Al-Si.
5.3 Il calore rilasciato istante per istante
valutato rispetto alla frazione di fase solida
Il calore rilasciato può essere confrontato direttamente con
la frazione di fase solida, in questo modo la rappresentazione viene svincolata dal tempo trascorso durante la solidificazione, e quindi dalla velocità di raffreddamento a cui viene
sottoposto il campione.
Si possono così confrontare i risultati ottenuti in diverse
condizioni di estrazione del calore.
Dalle Figure 15-16 è possibile verificare il punto di inizio
reazione eutettica, che si sposta progressivamente verso frazioni di fase solida inferiore.
5.4 La frazione di fase solida rispetto alla temperatura
La frazione di fase solida determinata con l’analisi termica
di Fourier può essere confrontata con la temperatura misurata nel punto centrale del provino.
In questo modo è possibile valutare l’effetto delle cinetiche
di trasformazione sull’andamento della frazione di fase solida con la temperatura.
In Figura 17 è rappresentato l’andamento della frazione so-
Fig. 13 – Andamento del calore rilasciato al variare del tempo per
il campione M02, 25’ dopo la modifica.
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Fig. 13 – Latent heat released vs time, 25 min. after modification,
specimen M02.
Fig. 12 – Andamento del calore rilasciato al variare del tempo per
il campione M01, 5’ dopo la modifica.
Fig. 14 – Andamento del calore rilasciato al variare del tempo per
il campione M04, 65’ dopo la modifica.
Fig. 12 – Latent heat released vs time, 5 min. after modification,
specimen M01.
Fig. 14 – Latent heat released vs time, 65 min. after modification,
specimen M04.
16
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CONCLUSIONI
Fig. 15 – Andamento del calore rilasciato al variare della frazione
solida per il campione M01, 5’ dopo la modifica.
Fig. 15 – Latent heat released vs solid fraction, 5 min. after
modification, specimen M01.
L’analisi termica di Fourier (o FTA) è stata utilizzata per monitorare l’effetto della modifica sull’andamento delle cinetiche di solidificazione in una lega A 356. Grazie a questa tecnica è possibile valutare l’andamento del calore latente rilasciato nel tempo, e da questo risalire alla frazione di fase solidificata. Sono state ricavate in questo modo delle curve
fs(T) relative ad una lega con diversi livelli di modifica eutettica, evidenziando gli effetti del sodio sull’andamento della
formazione delle varie fasi. La procedura utilizzata si propone quindi come un metodo per ricavare curve fs(T) al variare
delle condizioni di trattamento del fuso. Queste curve possono essere utilizzate come parametri di input in codici di calcolo per la modellazione numerica dei fenomeni di riempimento e solidificazione nello stampo. Con questa procedura
è possibile descrivere l’effetto del trattamento del fuso sulla
modalità di precipitazione delle varie fasi presenti, con particolare riguardo all’eutettico Al-Si.
Memorie
lida rispetto alla temperatura per i vari campioni M01-M04.
Il punto di inizio della reazione di solidificazione eutettica
viene identificato con il punto di minimo della curva fs(T).
L’effetto della modifica sul comportamento in solidificazione risulta particolarmente evidente per quanto riguarda lo
spostamento del punto di inizio della reazione eutettica.
Al variare del livello di modifica il punto di inizio reazione
eutettica si sposta progressivamente per temperature superiori e frazioni di fase solida inferiori.
I dati relativi alla posizione di questo punto col variare del
tempo sono indicati in Tabella 4.
RINGRAZIAMENTI
Fig. 16 – Andamento del calore rilasciato al variare della frazione
solida per il campione M04, 65’ dopo la modifica.
Fig. 16 – Latent heat released vs solid fraction, 65 min. after
modification, specimen M04.
Gli autori desiderano ringraziare il prof. Ingvar Svensson ed
il dott. Attila Diószegi (Jonköping University) per il supporto teorico; Roberto Losco, Giacomo Mazzacavallo, Enrico
Della Rovere ed Alice Dal Martello (DTG) per il contributo
fornito all’attività sperimentale.
RIFERIMENTI BIBLIOGRAFICI
Fig. 17 – fs(T) al variare del tempo di fading.
Fig. 17 – Solid fraction vs temperature, at various fading.
Campione
5’
25’
45’
65’
0.66
0.55
0.52
0.51
558.0
558.5
560.1
565.0
Tab. 4 – Variazione del punto di inizio reazione eutettica con il
tempo di fading del modificante.
Table 4– Variation of eutectic start with fading time.
la metallurgia italiana
17
3/2006
M01
M02
M03
M04
Tempo di fs inizio reazione T inizio reazione
fading [min]
eutettica
eutettica [°C]
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Memorie
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B
S
FOURIER THERMAL ANALYSIS APPLIED TO EUTECTIC MODIFICATION OF AN AlSi7 ALLOY
3/2006
Key words: aluminium and alloys,
solidification, foundry, process control
The so-called “Fourier Thermal Analysis” (or FTA) is an evolution of the “integral thermal analysis”, which is actually
used as a process control in aluminium and cast iron foundries
[9-14]. It has been developed since late 80’s in order to investigate nucleation and growing kinetics of the various phases
in multi-component alloys. FTA is based on the evaluation of
the thermal gradient in one-dimensional thermal field, which
arises in a cylindrical solidifying specimen [15-16].
During the last twenty years, both the traditional thermal
analysis and FTA have been applied to the experimental determination of the solid fraction during solidification, in order to assess results from numerical simulation [2,6-7]. Nevertheless, FTA has not been applied to foundry process
control or optimization.
Eutectic modification is extensively used in gravity and lowpressure permanent mold processes, in order to improve tensile properties and toughness of Al-Si alloys [17-21, 24, 25].
The effectiveness of the treatment is subjected to the presence a minimum amount of modifying elements, such as Sr, Na
or other elements [22, 23, 26]. Traditional thermal analysis
is useful in determining modification level of the alloy, then
to control the modification treatment [23].
18
la metallurgia italiana
O
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L
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T
R
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Aim of this work is to verify the potentiality of gradient-based thermal analysis method, such as FTA, in eutectic modification investigation.
A detailed introduction of the basic principles of FTA and
related equations describes the procedure for the determination of the thermal diffusivity curve α(t) and for the reference curve (or “zero curve”) ZF(t) (Figures 2 and 3).
An A356-type hypoeutectic Al-Si alloy (composition in Tab.
1) has been modified with metallic sodium at four different
modification levels. Two-thermocouple thermal analysis curves have been recorded, in order to perform FTA analysis.
Fraction solid versus time (fs(t)) and temperature (fs(T)) have been determined at different modification levels (Figures
12-14 and 15-16).
Microstructural characterizations have been made using
automatic image analysis. A total of 81 fields at 100x have
been analyzed for each modification level. Average values of
dimension and roundness of eutectic Si (Tab. 2) have been
compared to thermal analysis results (Figure 11).
A significant correlation between the so-called “eutectic depression” and silicon morphology has been observed (Figure 11). These results confirm those reported by various
authors [22, 23].
More relevant is the behavior of the fraction solid curves,
from which it is possible to note a significative delay in the
start of eutectic reaction (Figure 17). This delay has been
observed in time domain but also in temperature and fraction solid (Tab. 4).
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P. P. De Marco, E. Cerri, P. Leo, P. Cavaliere
La memoria presenta uno studio agli elementi finiti (FEM), nello spazio 3D, del processo di
deformazione plastica severa Equal Channel Angular Pressing (ECAP) di billette in lega di alluminio
AA6082 ed in lega 6082 modificata con Zr (6082Zr). Tale studio è stato effettuato su due tipologie
geometriche di processo, differenti in particolare per sezioni e valori angolari degli stampi. Oggetto
d’indagine è stata la deformazione plastica indotta dagli stampi su tali billette, senza prescindere dalle
caratteristiche di incrudimento dei materiali che le compongono. Attraverso un modello 2D ideale,
inoltre, è stata analizzata la relazione tra l’omogeneità della deformazione ed i parametri geometrici
caratteristici dello stampo. I risultati dell’analisi FEM sulle due varianti di lega e processo sono stati
confrontati con quelli previsti da un modello analitico e supportati da indagini metallografiche effettuate
su billette realmente estruse con le modalità di processo in studio.
Memorie
Studio FEM e microstrutturale
di leghe Al-Mg-Si sottoposte
ad Equal Channel Angular Pressing
(ECAP)
Parole chiave: alluminio e leghe, estrusione, modellazione
INTRODUZIONE
P.P. De Marco, E. Cerri, P. Leo, P. Cavaliere
Dip. Ingegneria dell’Innovazione; Lecce, Italy
Memoria pervenuta il 17 maggio 2005
Da questa equazione si ricava che la deformazione plastica è
costante su tutte le sezioni interessate dal taglio, fissata la
configurazione geometrica ed il numero di passate. Per
φ=90°, la deformazione per passata oscilla intorno al valore
1 al variare di ψ ed è massima quando ψ=0°, dunque dopo N
passaggi vale circa N [1-5]. E’ stato dimostrato che l’utilizzo
di angoli φ prossimi a 90° consente di ottenere più veloce-
Fig. 1 – Schematizzazione dell’ECAP con indicazione dei valori
angolari φ e ψ caratteristici dello stampo e della traccia del piano
di taglio ideale. La zona ABC indicata rappresenta la zona di
deformazione principale.
Fig. 1 – ECAP die geometry, scheme of process and terminology
on specimen sides. Ideal shear plane and main deformation zone
ABC are outlined.
la metallurgia italiana
27
3/2006
L’ECAP è un processo in cui si sottopone una billetta metallica ad una severa deformazione plastica, tramite una sollecitazione prevalentemente di taglio, senza che questa subisca variazioni della sezione trasversale. Tale deformazione è
indotta da estrusioni (in genere a temperatura ambiente) in
uno stampo costituito dai due canali di uguale sezione che
s’intersecano con angolo interno φ e la cui curvatura esterna,
nella zona di intersezione, è definita da un angolo ψ (Fig. 1).
La billetta, di sezione appena inferiore a quella dei canali,
viene forzata da un plunger attraverso lo stampo opportunamente lubrificato. L’estrusione è in genere ripetuta più volte
(multi-passate, con metodologie differenti in relazione alla
rotazione imposta alla billetta, intorno al proprio asse longitudinale, tra una passata e l’altra [1-5]) e la deformazione
cumulata si traduce in un progressivo affinamento del grano
[1-5]. Ciò rende possibile il ricorso all’ECAP per ottenere
dimensione di grano ultrafine (≤ 1 µm) nei metalli policristallini.
Produrre metalli a grano ultrafine è importante principalmente per due ragioni. In primo luogo si ha un aumento della resistenza del materiale a basse temperature, per l’incremento della tensione di snervamento secondo la legge di
Hall-Petch [6] e della tensione di rottura, a spese di una piccola diminuzione dell’allungamento a rottura e quindi della
duttilità [1-5]. In secondo luogo, se la microstruttura a grano
fine è stabile a temperature in cui i processi diffusivi sono
ragionevolmente rapidi e controllabili, vi è la possibilità di
ottenere formature superplastiche ad elevate velocità di
deformazione. È noto, infatti, che la velocità del flusso plastico è inversamente proporzionale alla radice quadrata della
dimensione del grano [1,2,4].
Una prima trattazione analitica dell’ECAP fatta da Segal
[1,3,5], Iwahashi et al. [7] in assenza di attrito e nell’ipotesi
di taglio semplice come unica sollecitazione agente
[1,3,5,7], ha portato all’Eq. 1 che correla la deformazione
plastica equivalente ε con i valori angolari φ e ψ ed il numero di passate N.
Memorie
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mente microstrutture omogenee a grani equiassici e che il
valore dell’angolo ψ influenza poco l’entità della deformazione ottenibile ma ne caratterizza l’omogeneità della distribuzione [8-13], fatto questo che non si evince dall’Eq.1 e
che ne costituisce un limite. Tale equazione, sicuramente valida per un’analisi quantitativa dello stato deformativo, prescinde però dalla sua distribuzione effettiva e dai meccanismi che lo determinano. Nella pratica applicativa, in cui è
importante trovare le condizioni di processo ottimali tenendo conto di tutte le variabili in gioco (materiale, attrito, geometria dello stampo, velocità di estrusione ecc.) un’analisi
FEM si rivela sicuramente più adatta, garantendo un output
deformativo e tensionale più dettagliato [8,9].
Per una migliore lettura del processo e dei parametri geometrici caratteristici una sua schematizzazione è riportata in
Fig. 1.
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RISULTATI E DISCUSSIONE
Le Fig. 2, 3, 4 illustrano i risultati dell’analisi FEM per il
modello ideale. Si osserva l’effetto dell’angolo ψ sulla distribuzione e sul valore della deformazione plastica equivalente sulla sezione della billetta.
3/2006
MATERIALI E PROCEDURE SPERIMENTALI
Utilizzando la simmetria geometrica di stampo e billetta, è
stata effettuata una prima analisi FEM, 2D, sulla sezione
longitudinale mediana per evidenziare l’effetto dei parametri angolari sulla distribuzione della deformazione e dello
stato tensionale. Il materiale è stato considerato elastico perfettamente plastico, privo cioè di effetti di incrudimento
(modello ideale) e la billetta di dimensioni 11x70 mm. Successivamente sono state condotte delle analisi nello spazio
3D, ricorrendo ancora ad un modello simmetrico, considerando due differenti geometrie e due materiali diversamente
incrudenti (modello reale). In questo modello sono state
analizzate billette in lega 6082Zr di sezione circolare con
diametro di 11 mm e billette in lega AA6082 di sezione quadrata con lato di 20 mm, entrambe di lunghezza pari a 70
mm.
Le sezioni dei canali dei due stampi sono state uguali a quelle delle rispettive billette e per entrambi l’angolo φ è stato di
90°. Il valore dell’angolo ψ invece è stato di 20° nello stampo a sezione quadrata e di 35° in quello a sezione circolare.
Tutti i valori angolari hanno coinciso con quelli degli stampi
utilizzati nella pratica sperimentale.
Per quel che concerne la pratica sperimentale, lo stato preECAP del materiale è stato quello di billette estruse per la
6082Zr, di barre direct chill cast omogeneizzate (580°C per
3h e raffreddamento a 300°C/h) per la AA6082. La composizione chimica di tali leghe è riportata in Tab. 1.
Le billette in lega AA6082 sono state sottoposte ad ECAP
utilizzando una pressa idraulica dedicata di 60 ton, per le
billette in lega 6082Zr invece, è stata utilizzata una macchina di trazione MTS, per la quale è stato necessario progettare un sistema di afferraggio che garantisse la perfetta assialità tra stampo e plunger. Il valore della velocità media della
traversa in entrambi i casi è stato di 3 mm/s ed il processo è
avvenuto a temperatura ambiente. L’uso di un lubrificante a
base di MoS2 ha ridotto l’attrito ed evitato il grippaggio tra
provino e canale.
Su entrambe le leghe sono state effettuate indagini microstrutturali tramite microscopia ottica in luce polarizzata, sia
nello stato come ricevuto che deformato.
Le superfici analizzate sono state preparate secondo la metodica classica e poi mediante lucidatura elettrolitica (45 s a
20 V in 78 ml di acido perclorico, 120 ml di acqua distillata
e 800 ml di etanolo) ed anodizzazione (180 s a 20 V in soluzione di 5% di HBF4 in acqua distillata).
6082Zr
AA6082
28
Fig. 2 – Deformazione plastica (PEEQ) sulla sezione
longitudinale della billetta per φ= 90° e ψ=0°.
Fig. 2 – Plastic equivalent strain (PEEQ) on longitudinal
workpiece section, 2D ideal case with φ=90° and ψ=0°.
Fig. 3 – Deformazione plastica (PEEQ) sulla sezione
longitudinale della billetta per φ= 90° e ψ=20°.
Fig. 3 – Plastic equivalent strain (PEEQ) on longitudinal
workpiece section, 2D ideal case with φ=90° and ψ=20°.
La parte centrale e quella superiore della billetta, sono fortemente deformate, mentre la parte inferiore (bottom) lo è meno, con valori di deformazione plastica prossimi a zero in
assenza di attrito. Dall’analisi delle figure è evidente come
sia meno estesa l’azione della linea di taglio all’aumentare
dell’angolo ψ per la comparsa e la crescita progressiva di
una componente tensionale di flessione [10]. L’aumento dell’entità della flessione con l’angolo ψ si evidenzia anche con
un progressivo incurvamento verso l’alto della parte anteriore della billetta. In Fig.5 si riportano gli andamenti grafici
della deformazione plastica equivalente, come media di valori nodali corrispondenti su tre linee di rilevamento ortogonali alla direzione di estrusione. Si effettua anche un confronto con gli andamenti previsti dall’Eq. 1 per le stesse
configurazioni geometriche.
Fe (%)
Si (%)
Mg (%)
Mn (%)
Zr (%)
Ti (%)
Cr (%)
Al (%)
0.16
0.19
0.51
0.98
0.34
0.64
0.014
0.51
0.1
-
0.01
0.0037
bal.
bal
la metallurgia italiana
Tab. 1 – Composizione chimica
delle leghe in studio.
Table 1 – Chemical
compositions (weight %) of
alloys.
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Memorie
Fig. 4 – Deformazione plastica (PEEQ) sulla sezione
longitudinale della billetta per φ= 90° e ψ=35°.
Fig. 7– Gap di riempimento dello stampo per ψ=0°.
Fig. 7– Corner gap for ψ=0°.
Fig. 4 – Plastic equivalent strain (PEEQ) on longitudinal
workpiece section, 2D ideal case with φ=90° and ψ=35°.
Fig. 8 – Tipologie di stampi utilizzate nel modello reale,
nell’implementazione simmetrica (semistampi).
Fig. 8 – Different half die geometry in real symmetrical FEM
model.
Fig. 5 – Distribuzione media della deformazione plastica
equivalente su tre linee nodali di rilevamento, sulla sezione
longitudinale delle billette al variare di ψ. Confronto con gli
andamenti previsti dall’Eq. 1.
Fig. 5 – Plastic equivalent strain curves (average on tree
reference node lines) on longitudinal workpiece section for each
investigated ψ value. In comparison what expected from Eq.1 is
plotted as straight line in each case.
Fig. 6 – Maximum principal stresses on longitudinal workpiece
section for ψ=20°. Asymmetry in distribution is evinced.
la metallurgia italiana
29
3/2006
Fig. 6 – Asimmetria dello stato tensionale cui sono sottoposte le
superfici della billetta durante L’ECAP (ψ=20°).
Un’analisi qualitativa delle tensioni principali massime nella sezione ha rivelato un’asimmetria dello stato tensionale,
come si evince dalla Fig. 6.
Si nota il susseguirsi di stati di trazione e compressione sulle
superfici della billetta. La superficie interna (Fig. 1), ovvero
quella a contatto con l’angolo φ, passa da uno stato di compressione prima dell’ingresso nella zona di deformazione
principale (regione ABC in Fig.1), ad uno stato di trazione
in uscita. La superficie esterna, a contatto con l’angolo ψ, si
trova in uno stato di compressione prima dell’ingresso nella
zona ABC, di trazione all’interno di essa e di compressione
in uscita, per la continuità del materiale [11]. Conseguentemente il quadro deformativo evolve diversamente sulla billetta e ciò giustifica i gradienti di deformazione evidenziati
dalle simulazioni. Per ψ=35° tale gradiente è più evidente,
poiché ci si allontana sempre più dalla condizione di taglio
semplice a causa dell’allargamento della zona di deformazione principale ABC, inoltre la deformazione plastica è minima. Per ψ=0° la deformazione plastica mediamente distribuita sulla sezione assume il valore più elevato, la zona
esterna risulta maggiormente deformata ma è comunque
presente un gradiente. Tale gradiente è dovuto ad un gap di
riempimento dello stampo, in Fig. 7, noto come “corner
gap”, che secondo quanto riportato in la letteratura [12], potrebbe dipendere dalle caratteristiche di incrudimento del
materiale.
Tuttavia nel modello ideale il materiale elastico perfettamente plastico, non incrudente dunque, evidenzia comunque
un corner gap, deformandosi esternamente con un angolo di
curvatura di circa 15° (valore che diminuisce leggermente se
si utilizza una mesh più fine). Si è inoltre osservato, implementando materiali con differente tendenza all’incrudimento, che il gap aumenta con tale tendenza. Da ciò segue che i
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meccanismi di formazione del corner gap sono correlati sia
al comportamento incrudente del materiale sia alla cinetica
del flusso plastico nella zona di deformazione [9-14]. Infatti
esso viene ridotto dall’attrito (µ≤0.1), la cui azione sul materiale è simile ad una “back pressure” che limita il flusso plastico sulle superfici a contatto con lo stampo [12]. Per ψ=0°,
l’attrito tuttavia causa l’incollamento del materiale sulle pareti dello stampo e la sollecitazione di taglio viene impartita
attraverso micro-steps e non in maniera continua, portando
spesso a rottura la billetta [10,13,14]. Per ψ=20° si ha il migliore compromesso geometrico-deformativo in termini di
uniformità, poiché si è ottenuta una ampia zona a stato
deformativo stazionario e ridotta presenza di gradienti. Per
contro la deformazione è mediamente più bassa del caso
ψ=0° ed è quasi nulla nella zona esterna. Tale tipologia geometrica è preferibile nella pratica costruttiva, poiché elimina
l’effetto negativo delle saldature di giunzione dei due canali
dello stampo. Inoltre l’effetto dell’attrito non è così marcato
come nel caso ψ=0° e l’estrusione risulta più semplice.
Dal modello ideale si è quindi passati al modello reale, con
le modalità di implementazione precedentemente descritte.
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In Fig. 8 sono riportate le due varianti geometriche degli
stampi. Nelle Figg. 9 e 10 sono riassunti gli stati deformativi risultanti dalle simulazioni effettuate.
Dalle figure si osserva sostanzialmente una maggiore uniformità della deformazione nel caso dell’implementazione
AA6082, pur avendo la billetta dimensioni trasversali maggiori. Il quadro deformativo è simile a quello ottenuto nel
modello ideale con gli stessi valori angolari, seppur con valori leggermente maggiori di deformazione. Per questa analisi,
si può dunque osservare come la deformazione prescinda in
gran parte dalle proprietà meccaniche della lega e dalle dimensioni della billetta e sia principalmente correlata ai parametri geometrici di processo. Per l’implementazione 6082Zr
la deformazione plastica presenta un maggior gradiente sulle
sezioni della billetta e valori più bassi, proprio come ci si sarebbe atteso secondo quanto osservato nel modello ideale.
Nelle Fig. 11 e 12, è riportata la media della distribuzione
della deformazione plastica equivalente, sulle linee di simmetria (nel caso della sezione circolare tali linee sono diametri) di tre sezioni trasversali equidistanti comparata con l’andamento previsto dalla formulazione analitica (Eq. 1).
3/2006
Fig. 9 – Deformazione plastica equivalente nello spazio 3D per
sezione circolare e ψ=35°. Si riporta un dettaglio dell’andamento
deformativo in una sezione trasversale della semibilletta.
Fig. 9 – Plastic equivalent strain (PEEQ) in 3D real model for
circular section and ψ=35°. PEEQ on transverse section is
showed.
Fig. 11 – Deformazione plastica equivalente nell’implementazione
6082Zr, nelle sezioni trasversali campione.
Fig. 10 – Deformazione plastica equivalente nello spazio 3D per
sezione quadrata e ψ=20°. Si riporta un dettaglio dell’andamento
deformativo in una sezione trasversale della semibilletta.
Fig. 12 – Deformazione plastica equivalente nell’implementazione
AA6082, nelle sezioni trasversali campione.
Fig. 10 – Plastic equivalent strain (PEEQ) in 3D real model
for square section and ψ=20°. PEEQ on transverse section is
showed.
30
la metallurgia italiana
Fig. 11 – Average plastic equivalent strain in 6082Zr workpiece
transverse section.
Fig. 12 – Average plastic equivalent strain in AA6082 workpiece
transverse section.
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Fig. 13 – Micrografia ottica in luce polarizzata incrociata della
lega 6082Zr tq, 200X.
Fig. 14 – Micrografia ottica in luce polarizzata incrociata della
lega AA6082 tq, 100X.
Fig. 13 – Optical micrograph (crossed polarized light) of as
received 6082Zr alloy microstructure, 200X.
Fig. 14 – Optical micrograph (crossed polarized light) of as
received AA6082 alloy microstructure, 100X.
Dal punto di vista microstrutturale, è stata realizzata una verifica dello stato deformativo sul materiale dopo una singola
estrusione ECAP (N=1). In Fig. 13 è riportata una micrografia ottica della lega 6082Zr nello stato come ricevuto effettuata sulla sezione perpendicolare a quella di estrusione. Si
osserva una microstruttura a grani equiassici e l’assenza
dunque di orientazioni preferenziali. La dimensione media
dei grani è inferiore ai 100 µm.
In Fig. 14, analogamente, è riportata una micrografia ottica
della lega AA6082 nello stato come ricevuto effettuata nella
sezione perpendicolare alla direzione di colata. L’analisi statistica individua una dimensione media dei grani di 214 µm
±54. E’ evidente la struttura dendritica di solidificazione e la
presenza di segregazione sia dendritica che a bordo grano.
Nelle Fig. 15 e 16 sono illustrati alcuni dei risultati dell’ana-
lisi microstrutturale condotta su sezioni e zone differenti
delle billette sottoposte ad ECAP. Nelle figure è anche rappresentata la microstruttura delle zone risultate meno deformate nel modello FEM, come ad esempio il fronte della billetta, la base o bottom e la zona immediatamente precedente
il piano di taglio, detta coda (zona 1, Fig. 15).
Per la lega 6082Zr l’indagine microstrutturale ha evidenziato la presenza di grani elongati lungo il piano di taglio nella
zona della billetta che ha attraversato il piano stesso (zona 2
in Fig. 15). Prima del piano di taglio i grani appaiono solo
leggermente compressi ma la morfologia è molto simile a
quella del campione indeformato (Fig. 13). Per la lega
AA6082 (Fig. 16) i grani della superficie di base (zona 1)
della zona del fronte e della superficie laterale (zona 2) della
stessa zona non presentano praticamente né deformazione
Fig. 15 – Lega 6082Zr
deformazione plastica
equivalente (PEEQ) e (1)
microstruttura di coda (zona
1); (2) microstruttura zona
oltre il piano di taglio (zona
2); (3) microstruttura sezione
trasversale del campione
deformato (zona 3).
Fig. 15 – PEEQ on 6082Zr
workpiece and microstructure
after one pass (1) just before
the shear plane (zone 1), (2)
just after the shear plane
(zone 2), (3) on the cross
section (zone 3).
3/2006
la metallurgia italiana
31
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N
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Memorie
A
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L
E
G
H
E
Fig. 16 – Lega AA6082
deformazione plastica
equivalente (PEEQ) e (1)
microstruttura della base del
fronte (zona 1); (2)
microstruttura del fronte (zona
2); (3) microstruttura sezione
trasversale del campione
deformato (zona 3).
Fig. 16 – PEEQ on AA6082
workpiece and microstructure
after one pass on (1) front end
bottom surface (zone 1), (2)
front end longitudinal surface
(zone 2), (3) cross section
(zone 3).
evidente né orientazioni particolari. Tali microstrutture appaiono infatti molto simili a quelle del materiale non deformato e sono in accordo con quanto previsto dall’analisi
FEM.
ogni passata, come riscontrato anche in letteratura [14]. Infine, l’analisi metallografica ha confermato la presenza delle
zone a bassa deformazione plastica previste dall’analisi
FEM sulle superfici di base delle billette estruse e sui fronti
delle stesse.
CONCLUSIONI
3/2006
BIBLIOGRAFIA
Dalle configurazioni geometriche dello stampo prese in esame si può concludere, in accordo con la trattazione analitica,
che il valore più elevato della deformazione plastica si ha
per ψ=0°.
Si è ricavato inoltre che la deformazione plastica mediamente presente sulle sezioni delle billetta diminuisce con l’aumentare di tale angolo. Poiché l’omogeneità della deformazione si traduce in omogeneità microstrutturale è necessario
avere bassi gradienti di deformazione per una qualità accettabile dell’estruso.
In tutte e tre le configurazioni angolari è presente una zona a
deformazione stazionaria mentre il gradiente di deformazione, minimo per ψ=20°, tende ad aumentare per ψ=0° e
ψ=35°.
Le simulazioni FEM hanno evidenziato che allontanandosi,
lungo la linea di taglio, dalla zona d’azione dell’angolo φ, la
deformazione imposta si allontana sempre più dalla natura di
taglio semplice per la comparsa di componenti flessionali.
La flessione può instaurarsi sia per la presenza di un corner
gap sia per l’aumento del valore di ψ. Nel modello reale la
situazione migliore in termini di uniformità e valore della
deformazione plastica si è avuta per stampo e billetta a sezione quadrata, grazie anche al minor valore di progetto dell’angolo ψ.
Nella pratica sperimentale la sezione quadrata è risultata più
semplice da gestire soprattutto nelle passate multiple (miglior controllo dell’angolo di rotazione della billetta tra una
passata e l’altra) mentre la billetta cilindrica ha presentato
qualche problema di estrazione dallo stampo al termine di
32
la metallurgia italiana
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shear”, Russ. Metall. (English translation) 1, 1981, 99105.
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A
L
L
U
M
I
N
I
A
B
S
FEM AND MICROSTRUCTURAL ANALYSIS
OF Al-Mg-Si ALUMINUM ALLOYS
PROCESSED BY EQUAL CHANNEL ANGULAR PRESSING (ECAP)
Keywords: aluminium and alloys, extrusion, modelling
L
E
G
H
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sing”, Journal of Materials Processing Technology 113,
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T
R
A
C
T
crostructure and mechanical properties of processed material.
In this study FEM analysis made possible a better understanding of process and of its related operative parameters,
both for tools both for material strain hardening behaviour.
The investigation aim was to obtain the most intense and
uniform plastic strain on workpiece, hence two and three dimensional FEM analysis on two different aluminum alloys
and different tools geometry were carried out. FEM results
were compared with workpieces really processed by one
pass ECAP and supported by metallurgical techniques.
This has evidenced the optimal practical process setup, the
real stress conditions involved during the extrusion and finally the effect of others variables (friction and corner gap)
on plastic strain homogeneity.
la metallurgia italiana
33
3/2006
Equal channel angular pressing (ECAP) is process capable
of imparting a severe plastic deformation in a metal workpiece. Such deformation is achieved by simple shear during
an extrusion into a die, without changing the specimen cross
section. The ECAP purpose is obtaining the ultra-fine grained bulk materials. For practical application, die geometry,
material properties and process conditions influence the
magnitude of plastic deformation imposed and its homogeneity. These factors play a fundamental role in resulting mi-
E
Memorie
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channel angular extrusion (ECAE)”, Journal of Materials Processing Technology 153–154 (2004) 846–852.
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[12] Kim H. S., Seo M. H., Hong S. I., “Plastic deformation
analysis of metals during equal channel angular pres-
O
P
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E
S
S
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C
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T
A
J. Yurko, R. Boni
Il processo IdraPrince SSR™ (Semi-Solid Rheocasting) è una nuova tecnologia sviluppata da Idra
profondamente diversa da tutti gli altri processi sviluppati precedentemente nell’area delle leghe allo
stato semi-solido. A differenza delle altre tecnologie il vantaggio competitivo dell’SSR™ è di utilizzare
leghe commerciali secondarie quali EN 46000, senza aggravio di costi della materia prima per
migliorare la qualità dei getti utilizzando macchine di pressofusione tradizionali.
In questo modo la tecnologia SSR™ diventa giustificata non solo per particolari ad alta integrità prodotti
in leghe primarie ma il risparmio dovuto alla riduzione del tempo ciclo, alla maggior durata degli stampi
e all’eliminazione totale dell’impregnazione o quanto meno una sua drastica riduzione come di certe fasi
della lavorazione meccanica, giustifica economicamente l’uso dell’SSR™ con un tempo di ritorno
dell’investimento, in qualche caso inferiore ai 12 mesi.
Memorie
SSR™ Semi-Solid Rheocasting
Parole chiave: pressocolata, alluminio e leghe, solidificazione, tixoformatura
INTRODUZIONE
Nel 2004, IdraPrince ha perseguito un programma congiunto con due diversi clienti per provare la fattibilità commerciale e l’affidabilità del processo SSR™.
Lo scopo primario del progetto era quello di dimostrare con
successo che l’SSR™ è un perfezionamento del processo ed
un miglioramento del prodotto per la pressofusione tradizionale. In particolare, i clienti erano interessati a verificare i
seguenti miglioramenti ottenibili con l’SSR™:
• Produzione di getti pressofusi con lega 380 di qualità superiore, principalmente grazie alla riduzione della porosità
• Riduzione del tempo di ciclo
• Aumento della vita degli stampi
• Eliminazione di operazioni secondarie come impregnazione e lavorazione meccanica
• Riduzione dell’usura delle macchine di pressofusione per
la bassa velocità d’iniezione richiesta ed il conseguente
minor impatto.
Per provare ulteriormente i vantaggi del processo, i clienti
hanno voluto osservare il funzionamento dell’SSR™ in condizioni di produzione industriale per meglio rispondere alle
seguenti domande:
• L’impianto ed il processo SSR™ sono sufficientemente
solidi ed affidabili per resistere al difficile ambiente della fonderia?
• Quale è la gamma di dimensioni e geometria dei pezzi
che possono essere prodotti con l’SSR™?
• Sviluppare la comprensione dei progetti di attacco di colata e canali, e dei parametri principali del processo per
ottenere la più alta qualità dei getti.
Per meglio comprendere queste domande sul processo, sono state effettuate una serie di prove
a
b
PROVE
Sono stati selezionati tre getti per la produzione in SSR™;
una valvola freno, un supporto filtro pompa olio, e un coperchio valvole, che sono mostrati nella Figura 1.
Roberto Boni
Direttore Marketing Idra Casting Machines
Memoria presentata alla Giornata di studio
AIM "L'isola di pressocolata"
Vicenza, 28 giugno 2005
3/2006
Jim Yurko
Responsabile tecnologie
& metallurgia Idra Prince
c
Fig. 1 – (a) valvola freno,
(b) supporto filtro pompa olio,
(c) e (d) coperchio valvole.
Fig. 1 – (a) brake housing, (b)
oil pump filter housing, (c)
and (d) valve cover.
d
la metallurgia italiana
35
Memorie
P
Parametro
Tempo Ciclo
Tempo di solidificazione
Velocità pistone
Velocità attacco di colata
Pressione di moltiplicazione
Durezza Brinell
Parametro
Peso getto stampato
Temperatura forno
Temperatura versamento
Tempo ciclo
Tempo di Solidificazione
Velocità 1a Fase
Velocità 2a Fase
Pressione Finale Metallo
(Moltiplicazione)
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S
S
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C
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A
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A
Unità di Misura
Pressofusione
SSR™
s
s
m/s (in/s)
m/s (in/s)
bar (psi)
HB
50
15
5 (200)
50 (2000)
1,000 (14,500)
100-110
40
7
0.1-0.15 (4 - 6)
2-3 (80 - 120)
1000 (14,500)
100
Unità di Misura
Pressofusione
SSR™
Kg/pounds
ºC/ºF
ºC/ºF
s
s
m/s (in/s)
m/s (in/s)
6.5/14.3
720/1330
720/1330
120
30
0.25-0.30 (10-12)
2.03-2.54 (80-100)
6.5/14.3
640/1185
588/1090
86-90
28
0.36 (14)
N/A
bar (psi)
1000 (14,500)
800 (11,600)
a
Tab. 1 – Parametri Valvola
Freno.
Table 1 – Bracke Housing
Parameters.
Tab. 2 – Parametri Supporto
Filtro Pompa Olio.
Table 2 – Oil Pump Filter
Housing Parameters.
b
Fig. 2 – Sezioni del getto
“Supporto filtro pompa olio”
prodotto (a) con SSR™ e (b)
con pressofusione.
Fig. 2 – Sections of the oil
pump filter casting produced
(a) with SSR and (b) with die
casting.
a
b
Fig. 3 – Immagini ai raggi X
del getto”Supporto filtro
pompa olio” prodotto col
processo SSR™.
3/2006
Fig. 3 – X-ray images of oil
pump filter casting produced
with SSR™ process.
Valvola freno
La valvolafreno rappresenta un getto sensibile alla pressione
e richiede una porosità ridotta al minimo perché sottoposto
36
la metallurgia italiana
a prova di tenuta e a lavorazione. Lo spessore della parete è
notevole per un pezzo pressofuso e il getto richiede diverse lavorazioni meccaniche dopo lo stampaggio.
P
Table 3 – Valve Cover Casting
Parameters.
E
S
S
O
Parametro
Peso getto
Temperatura di Versamento
Tempo Ciclo
Tempo di Solidificazione
Velocità 1a Fase
Velocità 2a Fase
Pressione Finale Metallo
(Moltiplicazione)
C
O
L
A
T
A
Unità di Misura
Pressofusione
SSR™
kg/pounds
ºC/ºF
s
s
m/s (in/s)
m/s (in/s)
3.5/7.7
720/1330
65
13
0.25-0.30 (10-12)
3.5 (140)
4.2/9.2
588/1090
75
13
0.5 (20)
3.5 (140)
bar (psi)
600 (6,700)
1250 (18,100)
E’ stata effettuata un prova con l’SSR per determinare se il
getto poteva essere realizzato con la lega SSR 380 (EN
46000) e per vedere i risultati del processo SSR™ su porosità e durezza. Un unico lungo attacco di colata di 5 mm di
spessore percorreva il 75% della lunghezza del getto.
La tabella 1 riassume i parametri della prova.
Ai raggi X la pompa freno ha dimostrato visivamente una
ridotta porosità se confrontata con la pressofusione tradizionale.
I risultati della prova sono i seguenti:
• Capacità dell’ SSR™ di riempire il getto lentamente
• Ridotta porosità
• Mantenimento di una alta durezza del getto
• Riduzione del tempo ciclo.
Supporto filtro pompa olio
Il supporto filtro pompa olio è un getto sensibile alla pressione e che richiede una ampia lavorazione, impregnazione,
e lungo tempi ciclo. Il getto era stato trasformato in origine
dalla gravità alla pressofusione; quindi lo spessore della parete è abbastanza consistente ed il getto non è semplice da
produrre.
La prova con l’SSR™ è stata effettuata per determinare se il
getto poteva essere prodotto con ridotta porosità (verificata
con prova di tenuta e ai raggi X), ridotto tempo ciclo, e inferiori angoli di sformo. Il pezzo pressofuso non ha superato
la prova di tenuta a 5 bar senza impregnazione – il 100% dei
getti SSR™ hanno invece superato questa prova di tenuta
senza impregnazione. I getti inoltre avevano angoli di sformo di 0.2º, eliminando in questo modo le lavorazioni meccaniche. Lo spessore dell’attacco di colata è aumentato a 5
mm. Il tempo ciclo si è ridotto del 25%.
La superficie lucidata delle sezioni del getto, i raggi X, e la
prova di tenuta hanno evidenziato una riduzione di porosità.
Le Figure 2 e 3 mostrano i risultati fotografici e ai raggi X
della riduzione di porosità.
Il pezzo rappresenta un ottimo esempio di getto pressofuso
che trarrebbe molti vantaggi dall’ SSR™:
• La riduzione del tempo ciclo permette la produzione oraria di una maggiore quantità di pezzi con la stessa macchina di pressofusione.
• Inferiori angoli di sformo riducono le fasi di lavorazione.
• La maggiore tenuta elimina la necessità di una costosa
impregnazione.
• Il minor tempo di lubrificazione riduce l’utilizzo della lubrificazione
• La ridotta temperatura del metallo aumenta la vita dello
stampo e delle matrici.
Fig. 4 – Curva iniezione del getto coperchio valvola.
La velocità iniezione (in azzurro), raggiunge un massimo di 3.5
m/s con una velocità di canale di colata di 10 m/s.
Il tempo di riempimento era circa 100 ms.
Fig. 4 – Shot trace from the valve cover casting.
Injection speed (light blue), reaches a maximum of 3.5 m/s for a
gate speed of 10 m/s.
Fill time was approximately 100 ms.
l’ispezione visiva, e il pezzo prodotto col l’ SSR™ ha corrisposto ai requisiti. La tabella 3 mostra i relativi parametri.
I parametri non mostrano vantaggi con l’ SSR™; tuttavia si
deve notare che né il tempo ciclo né il progetto dell’attacco
di colata era stati ottimizzati per ridurre l’utilizzo di metallo. Mentre le velocità del pistone erano effettivamente le
stesse , la velocità dell’attacco di colata con pressofusione
convenzionale era quasi il doppio della velocità dell’attacco
SSR™ a causa della ridotta area dell’attacco di colata. La
pressione del metallo era molto più elevata nel getto SSR™;
tuttavia, non sono state rilevate bave anche se la forza idrostatica calcolata era superiore al 50% della forza di chiusura
della macchina. Quindi si deduce che si può produrre il getto con una macchina più piccola rispetto a quella necessaria
nella pressofusione liquida. Nella Figura 4 viene mostrata la
curva iniezione del getto.
In modo analogo alla colonna sterzo, la produzione del coperchio valvola mostra la fluidità dello “slurry” e la sua capacità di riempire pareti sottili senza linee di flusso o giunti
freddi.
GIUSTIFICAZIONE ECONOMICA DELL’SSR™
I vantaggi produttivi dell’ SSR™ riducono potenzialmente
il costo dei pressofusi tradizionali e giustificano l’investimento e il costo operativo di integrazione del processo
SSR™. La possibilità di produrre più pezzi su un’unica
macchina per un tempo predefinito, riducendo efficacemente i costi generali del singolo getto, è un notevole vantagla metallurgia italiana
37
3/2006
Coperchio valvole
Il pezzo coperchio valvole è stato prodotto per comprendere
tutte le potenzialità del processo SSR™. Lo spessore della
parete era in media 4 mm, ma in alcune zone per pezzo lo
spessore oscillava da 2.5 a 3 mm. Dei tre getti, questo pezzo era stato testato di meno, per cui l’ottimizzazione era limitata.
Il getto necessita il superamento delle prove ai raggi X e al-
Memorie
Tab. 3 – Parametri Coperchio
Valvole.
R
R
E
S
S
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C
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A
Memorie
P
Tab. 4 – Impatto redditizio
con SSR™ derivante dal
Miglioramento del Tempo
Ciclo.
Table 4 – Profit Impact from
SSR™ Cycle Time
Improvement.
Tab. 5 – Impatto redditizio
con SSR™ derivante dalla
Riduzione del Tempo Ciclo e
della Vita Stampo.
3/2006
Table 5 – Profit Impact from
SSR™ Cycle Time and Die
Life Improvement.
gio. Altri costi, quali minori costi di attrezzatura per getto,
riduzione di operazioni secondarie come impregnazione e
lavorazione meccanica, e la diminuzione di scarti contribuiscono ad un ulteriore risparmio. Altre riduzioni di costo tuttora non quantificati possono derivare da minori tempi di
manutenzione stampo, ridotto utilizzo di lubrificazione, allungamento vita del pistoncino, ecc. Per motivare la sua integrazione, il processo SSR™ tuttavia comporterà un aumento del capitale compensando i costi operativi con miglioramenti produttivi.
L’effetto della riduzione del tempo ciclo (calcolato da effettive
prove) sulla redditività è indicato nella prima tabella. In questo
esempio, il tempo ciclo è ridotto rispettivamente del 10, 15, e
20%. Come già detto, i costi generali diminuiscono per getto,
ma alcuni costi aumentano a causa dell’incremento de costi
operativi di utilizzo dell’SSR™ e del costo di ammortamento
dell’impianto SSR™. In questo esempio, il costo operativo
orario stimato è $5/hr. (costi di beni di consumo e di energia)
e il costo dell’impianto SSR™ di $300K viene ammortizzato
in 7 anni. Da questa situazione generale, l’aumento di profitto annuo è rispettivamente $57,600, $126,500, e $205,000
con miglioramenti di tempo ciclo di 10, 15, e 20%. I tempi di
ritorno dell’investimento variano da 62.5 a 17.6 mesi a seconda del miglioramento del tempo ciclo.
Il secondo esempio mostra i risultati della durata stampo. I
costi stampo sono spesso maggiori del 10% del costo del getto; qui vengono evidenziati i miglioramenti della vita stampo del 25, 50, e 75%. I tempi di ritorno di investimento variano da nessun reddito a 54 mesi. Questi periodi di redditività dipendono molto dal costo percentuale dell’attrezzatura
relative al costo totale del getto. Se il costo dell’attrezzatura
aumenta fino al 15 o 20% del costo del getto, I tempi di ritorno di investimento diminuiscono drasticamente.
E’ evidente che solamente ridotti miglioramenti di tempo ciclo e di vita stampo non hanno un impatto significativo sufficiente sulla redditività per motivare la spesa di integrazione dell’SSR™. Tuttavia, quando i due miglioramenti
38
la metallurgia italiana
del processo vengono combinati, il periodo di ritorno di investimento è molto più breve. La tabella 6 indica il tempo
di ritorno investimento in funzione della riduzione del tempo ciclo e dell’allungamento della vita dello stampo. Per
esempio, un miglioramento del tempo ciclo del 15% insieme al miglioramento della durata stampo del 50% determineranno un periodo di ritorno investimento di 18 mesi.
La vita stampo e il tempo ciclo sono fattori molto importanti per la riduzione dei costi, ma per alcuni pezzi l’eliminazione dell’impregnazione ha un effetto ancora maggiore sul
risparmio rispetto a questi altri costi di processo.
L’impregnazione varia da $0.12 - $0.15/libbra (€0.20 –
0.25/kg) al getto.
I risparmi derivanti dall’eliminazione dell’impregnazione
possono raggiungere facilmente $100,000 all’anno per
grossi volumi di getti di dimensioni più grandi
In questo ultimo esempio viene evidenziato il getto supporto filtro pompa olio.
I risparmi di costo da tempo ciclo sono approssimativamente €112,000 e un’ulteriore somma di €83,000 sarebbe riAumento della vita stampo (%)
Riduzione
Tempo Ciclo
(%)
0%
10%
15%
20%
0%
25%
50%
75%
Nessun
ritorno
62.5
28.5
17.6
Nessun
ritorno
29.1
18.1
12.7
93.5
54.1
21.3
14.5
10.7
17.8
12.8
9.7
Tab. 6 – Ritorno di investimento (in mesi) in funzione della
Riduzione del Tempo Ciclo e del miglioramento della Vita Stampo.
Table 6 – Payback (in months) as a function of Cycle Time
Reduction and Die Life Improvement.
P
R
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S
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Memorie
Tab. 7 – Incremento del
margine del getto “Supporto
pompa olio” dovuta alla
eliminazione
dell’impregnazione e alla
riduzione di tempo.
Table 7 – Profit Impact on
Oil Pump Filter Housing
Casting from Cycle Time
Reduction and Impregnation
Elimination.
sparmiata dall’eliminazione dell’impregnazione.
Con questo modello si suppone, prudenzialmente, che l’impianto SSR™ aggiunga un 3% di tempo di fermo all’isola di
lavoro, e la necessità per il 10% dei getti di essere impregnati.
La giustificazione economica dell’SSR™ dipende da numerosi fattori di processo e va valutata prima di decidere se integrare il sistema SSR™. E’ chiaro che, in situazioni in cui
sono dimostrati multipli miglioramenti di processo, l’investimento e il costo operativo sono giustificati. E’ stato sviluppato un foglio di calcolo per quantificare il risultato di
questi miglioramenti produttivi sulla redditività e per meglio
comprendere la varia sensibilità.
CONFRONTO CON TECNICHE CONCORRENTI
Esistono diverse tecniche di creazione dello “slurry” SSM,
tre delle quali sono illustrate nella scheda comparativa che
segue. La prima scheda offre una breve descrizione di ogni
processo, includendo costo, attrezzatura richiesta ed altri
accessori necessari al funzionamento del processo.
La seconda scheda elenca le leghe che possono essere utilizzate con le diverse tecniche e i vantaggi/svantaggi del processo.
Breve descrizione del processo
I processi competitivi hanno sostanziali differenze paragonate all’SSR™ che le rendono inferiori per il miglioramento
dei pressofusi.
Gli altri tre processi utilizzano metallo fuso ad alta temperatura e raffreddamento del metallo con alte frazioni di solido
La microstruttura sferoidale si forma dal raffreddamento del
metallo sulle pareti (camera fredda o un contenitore separato).
L’azione del versamento offre al metallo sufficiente agitazione da favorire la formazione globulare; tuttavia, i processi sono limitati dal controllo del processo e dalla necessità di mantenere la temperatura del forno prossima alla
temperatura di liquidus. Segue una breve descrizione:
THT SLC
Simile al processo introdotto dalla Hitachi, ed al processo
UBE, il sistema THT consiste in un versamento a bassa temperatura del metallo nel contenitore iniezione di una macchina di pressofusione verticale. Ancora, la bassa temperatura del metallo combinata all’azione del versamento crea
una microstruttura pseudo-globulare.
Dopo l’attesa di un certo tempo il metallo viene iniettato
nella cavità.
Generalmente vengono utilizzati con questo processo speciali alliganti affinatori del grano per raggiungere la microstruttura sferoidale. Questo processo potrebbe essere di fatto
testato su qualsiasi macchina di pressofusione verticale.
Mercury Marine
Mercury ha acquistato i diritti di brevetto per questo processo da una fonderia Americana fallita. In questo processo il
metallo a bassa temperatura viene versato in un crogiolo
posizionato all’interno diuna bobina elettrica.
Il crogiolo viene raffreddato ed il metallo agitato dal campo
elettromagnetico, ma la microstruttura si forma essenzialmente durante il versamento a bassa temperatura nel crogiolo.
L’utilizzo di un versamento a bassa temperatura limita fondamentalmente questi tre processi competitivi per l’uso di
leghe secondarie comuni come EN 46000 (380AlSi8.5Cu3Fe) che sono relativamente ad alto contenuto di
silicio. Le temperature di attesa del forno devono essere
mantenute a bassi livelli che formano scoria e altre fasi secondarie.
Inoltre, la combinazione dell’SSR™ con un raffreddamento
rapido e controllato, l’utilizzo di una sola tazza caricatore, la
capacità di operare con macchine di pressofusione esistenti,
e il suo costo lo rendono il sistema slurry più promettente sia
dal punto di vista dell’attrezzatura che dai costi operativi.
Altri sistemi richiedono macchine di pressofusione verticali,
sostanziali cambiamenti alle macchine di pressofusione
orizzontali, forni speciali o procedure di manipolazione della fusione, o contenitori multipli di slurry in processo per
non allungare il tempo ciclo.
la metallurgia italiana
39
3/2006
UBE NRC
Il processo UBE NRC forma una microstruttura sferoidale tramite il rapido raffreddamento della lega durante il versamento
in un contenitore di acciaio inossidabile dalla parete sottile.
Una tavola di 6 o più contenitori raffredda lo slurry fino a circa una frazione di solido del 50%. I contenitori non vengono
solo raffreddati ma anche riscaldati ad induzione. Un forno
deve mantenere la temperatura del metallo entro i 10 – 20 ˚C
nella temperatura di liquidus. Le tazze hanno una verniciatura speciale e vengono pulite ad ogni ciclo per mantenere un
processo costante, complicando ulteriormente il processo. Il
processo UBE viene venduto insieme ad una macchina HV
squeeze casting. Richiede quindi una macchina speciale.
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Tab. 8 – Descrizione generale dei
sistemi Semi-Solid Slurry
commercialmente disponibili .
Table 8 – General Description of
Commercially Available SemiSolid Slurry Systems.
Tab. 9 – Confronto dei sistemi di
produzione dello Slurry
semisolido.
Table 9 – Semi-Solid Slurry
Production System Advantages
and Disadvantages.
3/2006
CONCLUSIONI
Le prove fatte da Idra hanno dimostrato in modo chiaro che
l’SSR™ è un processo tecnicamente valido per produrre
getti a tenuta riducendo I costi di produzione. I maggiori risultati delle prove sono i seguenti:
• Sono stati definiti i criteri per il dimensionamento e la forma
degli attacchi di colata e dei fagioli nonché dei parametri di
processo quali velocità, pressioni e tempi di riempimento.
• L’unità SSR™ ha sempre lavorato senza problemi particolari. Le barre in grafite non hanno evidenziato perdite di
materiale per ossidazione. Sono emerse delle migliorie da
implementare sui futuri impianti.
• Sono stati prodotti tre getti diversi. In tutte le prove si è
evidenziato che è possibile iniettare il materiale a 590 ºC,
riducendo il tempo ciclo e lo shock termico dello stampo.
40
la metallurgia italiana
Si è consolidata la competenza per identificare i getti adatti alla tecnologia SSR™.
• La prova a tenuta per il corpo pompa olio è stata superata
senza impregnazione e sono state usate spine con sformo
di 0.2º per eliminare alcune fasi di lavorazione meccanica.
• L’analisi economica sviluppata sulla base dei dati raccolti
in questi e nei test precedenti giustificano l’utilizzo dell’SSR™ per ridurre i costi e migliorare la qualità dei getti. Si
è messo a punto un modello per la valutazione del tempo
di ritorno dell’investimento dell’SSR™ h che tiene conto
dell’effetto delle diverse variabili sul margine.
• Il confronto con altri processi mostra come l’SSR™ offra
una combinazione unica di controllo di processo, possibilità di retrofitting su impianti esistenti e semplicità di gestione proponendosi come interessante processo per migliorare la pressofusione.
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SEMI-SOLID RHEOCASTING
Key words:
die casting, aluminium and alloys, solidification, thixocasting
The SSR™ Process is a new IdraPrince semi-solid process
that is dramatically different than other semi-solid processes. Unlike competitive techniques, unique capabilities of
SSR™ allows use with secondary 380 alloy (380AlSi8.5Cu3Fe), thus effectively improving the cost and efficiency of existing die castings within existing die casting
cells. SSM is no longer just for high-integrity 356 alloy castings. Cost savings through reduced cycle time, improved
die life, and elimination of impregnation and certain machining steps justify implementation of SSR™ with payback
periods sometimes less than one year.
The SSR™ Station was tested with die casters in North
America and in northern Italy with 3 different castings during 2004 and early 2005 to demonstrate the wide variety of
parts that can be produced with SSR™ and the robustness of
the process. The SSR™ Station was integrated with 800-ton
and 1000-ton die casting cells.
The following improvements were measured or observed
during the 6 week trial:
• Cycle time improvement ranged from 11 to 25% depending on the casting. This was mostly from reduced cooling of the die and dwell time reduction.
• Use of 0.2º draft cores without the typical soldering issues
that would have been experienced with the same draft angle in die casting, thus allowing elimination of certain machining operations.
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• Pass of 5 bar leak test without impregnation of the casting
• Metal was transferred to the cold chamber at 590 ºC, ~100
ºC less than die casting.
• Wall thickness of castings ranged from 2.5-3.0 mm up to
12 mm.
• X-ray analysis results and casting surface quality improved with the use of overflows and a single gate to fill the
part. More than one gate was used with some of the parts,
but the casting required overflows to remove flow induced
weld lines.
• Casting quality results were seen to improve with increase
in percent fill to 70% and up. Injection speed was continuously accelerated until the metal reached the in-gate.
• Fill time of the cavity ranged from 100 ms to 500 ms as
the average part thickness ranged from 4 mm to 10 mm.
Three castings were produced successfully with SSR™.
Metal temperature was far lower than conventional castings,
which will improve die life by more than 50% based on
thermal fatigue calculations. Cycle time was reduced because of dwell time, and also importantly, die cooling and
spraying time. Improvement in leak testing and the use of
lower core draft angles was also demonstrated with the
pump filter housing casting. Wall thickness ranged from 2.5
to 12 mm. SSR™ was demonstrated as a production ready
process with 380 alloy.
Cost analysis using the acquired process data justifies the
implementation of SSR™ with payback periods ranging
from less than one year to three years depending on the level
of process improvement. Competitive processes, which do
not operate with 380 alloy, are compared and contrasted
with the SSR™ process.
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L. Baraldi, R. Boni
La fase di lubrificazione stampo riveste un’importanza determinante sia dal punto di vista della cadenza
produttiva che della qualità della produzione. La spruzzatura di distaccanti a base acqua asporta la
maggior parte del calore di solidificazione e raffreddamento dell’alluminio che ammonta a circa 250
Kcal per ogni Kg. di lega e crea uno strato sulla cavità dello stampo che favorisce lo scorrimento della
lega e riduce l’effetto chimico-fisico di adesione. A tutti è noto l’effetto di incollaggio dell’alluminio
all’acciaio tanto più evidente quanto più alta è la temperatura del metallo, la velocità e la pressione
finale, fenomeno noto come “metallizzazione”. Nel presente lavoro saranno riportati i risultati ottenuti
“in campo” con la tecnologia “Smart Lubrication System”: sistema di controllo lubrificazione stampo in
funzione della temperatura superficiale”.
Memorie
Smart Lubrication System: sistema
di controllo lubrificazione stampo
in funzione della temperatura superficiale
Parole chiave: pressocolata, tribologia, lubrificazione, impianti e attrezzature
PREMESSE
Eccessi di distaccante sviluppano gas, durante il riempimento, che causano porosità nel getto e possono raffreddare eccessivamente lo stampo nei transitori di riscaldamento aumentando il numero degli scarti.
La necessità ottimale prevede l’utilizzo di un distaccante
con basso calore specifico ed alta capacità lubrificante, nella
fase di avviamento della produzione quando lo stampo non
ha ancora raggiunto la temperatura di esercizio e la possibilità di variare il tempo di spruzzatura durante la produzione,
in funzione delle variazioni di temperatura dello stampo
quando la macchina è a regime.
La temperatura dello stampo che, in condizioni di produzione normale dovrebbe rimanere costante, per ogni zona della
superficie e nello stesso momento del ciclo, è in realtà influenzata dalle fermate dovute alle cause più diverse ma che
rappresentano la realtà nella vita pratica della fonderia e dalle variazioni delle condizioni esterne come: temperatura del
metallo, temperatura dell’acqua di raffreddamento ed in alcuni casi particolarmente sensibili anche dalle condizioni
dell’ambiente.
Sempre più diffuso è l’uso di centraline di termoregolazione
degli stampi ma abbiamo visto come la quantità maggiore
delle 250 Kcal che bisogna sottrarre allo stampo per ogni kg
di lega pressofusa vengano asportate dal distaccante spruzzato sulla superficie dello stampo.
I canali di raffreddamento che si possono realizzare nello
stampo sono spesso limitati da restrizioni geometriche dovute alla conformazione della figura, alla presenza degli
estrattori e dall’esigenza di non passare troppo vicini alla superficie dell’impronta per non incorrere in rotture premature
delle matrici.
Se per ottenere cicli produttivi rapidi è necessario disporre,
da un lato, di una grande potenza di raffreddamento e cioè
grandi portate di fluido a bassa temperatura, dall’altro si
corre il rischio di rotture dovute al gradiente di temperatura.
R. Boni
IDRA Casting Machine Spa, Brescia (Italy)
la metallurgia italiana
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L. Baraldi
Baraldi lubrificanti Srl, Osteria Grande (BO-Italy)
Gli acciai a caldo al 5% di Cr usati per le matrici sono cattivi conduttori di calore e quindi il differenziale di temperatura tra la pelle a contato con il metallo fuso e la parte interna
dove scorrono i canali di raffreddamento genera forti tensioni da dilatazione termica.
La fase più critica per la vita dello stampo è quella di raffreddamento quando si nebulizza il distaccante a base acqua
sulla superficie calda dell’impronta perché nascono forti
tensioni di trazione dovute alla brusca contrazione degli
strati superficiali rispetto alla parte sottostante che si raffredda molto più lentamente per la ridotta conducibilità termica. E’ noto come il carico di rottura a trazione sia più basso rispetto a quello a compressione e così anche la resistenza
a fatica.
Da ciò si conclude che il preriscaldo degli stampi è importante per velocizzare la messa a regime della produzione ma
ha un limitato effetto sulle rotture superficiali dovute alla fatica termica.
Altrettanto importante è l’effetto della temperatura dello
stampo sulla qualità dei getti ed è evidente come la termoregolazione dello stampo effettuata con le centraline di termoregolazione abbia un effetto molto blando in quanto viene
regolata la temperatura del fluido e non della superficie dello stampo. Si possono usare termocoppie inserite direttamente nello stampo ma anche queste, a meno di non essere
posizionate molto vicine alla superficie, con problemi di resistenza meccanica, hanno una notevole isteresi e l’effetto di
correzione lasciato alla variazione di temperatura del fluido
di raffreddamento è contenuto e con una variabile di tempo
molto alta. Bisogna anche considerare che l’uso dell’acqua
limita la temperatura del fluido a 120 °C (circuiti pressurizzati) mentre i fluidi termici che possono arrivare a 350°C
hanno un calore specifico che è la metà dell’acqua e di conseguenza non sono idonei ad asportare grandi quantità di calore in tempi brevi.
I modelli di simulazione, oggi largamente usati, permettono
di fare simulazioni precise della dinamica termica dello
stampo con diverse geometrie dei canali di raffreddamento
e, senza addentrarci ulteriormente nell’argomento, possiamo
affermare che:
• La costanza della temperatura dello stampo è essenziale
per la qualità del prodotto e per la vita dello stesso.
• La temperatura più importante è quella della pelle dell’impronta, soggetta ai cicli termici più importanti.
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• La spruzzatura del distaccante riveste il ruolo principale
nell’asportazione di calore dallo stampo e, quindi nel mantenimento dell’equilibrio termico.
EXPERIMENTAL
TECNOLOGIA SLS™ “SMART LUBRICATION SYSTEM”
Per affrontare i temi sopra esposti e dare al pressofonditore
uno strumento efficace ma utilizzabile nel difficile ambiente
delle fonderia Idra, Baraldi e Venezia Tecnologie hanno
messo a punto un sistema per misurare la temperatura della
pelle dello stampo con sensore all’infrarosso e la relativa
protezione che ne consente l’utilizzo vicino allo stampo, il
sistema di acquisizione e il software per l’elaborazione delle
misure ed il loro utilizzo per intervenire sul ciclo di lubrificazione.
La misura della temperatura viene usata per comandare il
circuito del lubrificatore che nebulizza olio a basso calore
3/2006
specifico durante le fasi di avviamento della produzione e
dopo arresti del ciclo che superano una certa durata e per
modificare il tempo di lubrificazione durante la produzione
a regime quando si verifichino variazioni della temperatura
dello stampo eccedenti le tolleranze impostate.
Nella pratica corrente la spruzzatura dell’olio di avviamento
è fatta a mano così come il numero delle iniezioni fatte a
bassa velocità e bassa pressione è lasciata all’iniziativa dell’operatore. Il numero di stampate di avviamento e, soprattutto quelle di riavviamento dopo interruzioni del ciclo, rap-
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la metallurgia italiana
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presentano una percentuale significativa dello scarto totale
della macchina quando si producono getti difficili.
Poter oggettivare la gestione delle fasi di transizione genera
benefici economicamente importanti.
Di seguito vengono riportati i valori relativi al confronto tra
l’avviamento tradizionale e l’avviamento con sistema
SLS™ realizzati in una importante fonderia italiana che parte già da una situazione operativa strutturata con pratiche
operative ed istruzioni all’operatore.
Sono stati definiti i protocolli di prova che prevedono la
temperatura di pelle di transizione da bassa velocità/pressione a 290-300°C, la produzione di 5 pezzi a regime quindi simulazione di fermata con raffreddamento stampo utilizzando il lubrificatore e successivo ciclo di ripartenza. Nel Protocollo 1 l’operatività segue il metodo tradizionale, quindi
dopo 5-6 stampate il passaggio alle condizioni di produzione viene fatto manualmente. Si è verificato sperimentalmente che la temperatura di transizione prima evidenziata corrisponde al limite tra pezzi buoni e pezzi scarti.
Il numero medio di pezzi da scartare per ogni ri-avviamento
è di 4,6.
Il Protocollo 3 prevede l’uso della misura della temperatura
per passare automaticamente dal lubrificante anidro a quello
base acqua. Sempre considerando la temperatura di transizione da 290-300°C, sono stati necessari mediamente 3 cicli
ridotti per raggiungere le condizioni di esercizio.
La transizione è, inoltre gestita automaticamente e non condizionata da interpretazioni o errori dell’operatore sempre
possibili.
La gestione delle ripartenze rappresenta una fase molto delicata con il coinvolgimento del personale della qualità. I rischi che si corrono sono la mancata selezione di pezzi non
idonei o, dall’altra parte di scartare un numero di pezzi eccessivo. In entrambi i casi con ripercussioni sui costi complessivi del lotto.
Il numero medi di getti prodotti in condizioni “ridotte” è stato di 3 con una riduzione del 35% rispetto alle condizioni
senza lubrificante anidro e gestione automatica del Protocollo 1.
I Grafici 1 e 3 sopra esposti riportano l’andamento delle
temperature di ogni singolo ciclo delle due prove. Si vede
chiaramente come il numero di cicli sotto la temperatura di
transizione nel Protocollo 3 siano inferiori e come la temperatura di pelle dello stampo aumenti più velocemente.
In effetti l’impiego del Warm Up Lube 04TM nella fase di
warm-up riduce notevolmente la capacità di sottrarre calore
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allo stampo. La sua bassa capacità termica (meno della metà
rispetto a quella dell’acqua – Tab. 1) conduce ad un rapido
innalzamento della temperatura del film lubrodistaccante, riducendone drasticamente la capacità refrigerante. A questo
risultato contribuisce anche il basso valore di conducibilità
termica.
I principi attivi contenuti nel Warm Up Lube 04™, sono stati selezionati ed approfonditamente studiati mediante prove
di laboratorio e test applicativi condotti direttamente sul
campo nella produzione di differenti tipologie di getti.
Il prodotto consente di creare sullo stampo un film ad altissimo potere lubrificante, che garantisce un buon scorrimento
degli organi mobili per stampi con movimenti ed estrattori
delicati, prevenendo grippaggi e rotture nella delicata fase di
avviamento della produzione. Inoltre il Warm Up Lube
04TM dà un eccellente potere separatore senza depositare
residui oleosi sui getti, riducendo, in questo modo, l’inquinamento dei bagni di rifusione.
La tabella seguente (Tab. 2) è stata determinata mediante
analisi termogravimetrica su un campione da 5.0 mg di
Warm Up Lube 04TM: il prodotto viene riscaldato molto
lentamente mediante un ciclo automatico (2 °C/min) e se ne
Capacità
termica
a 20°C
106 J/m3 K
Conducibilità
termica
a 20°C
W/m K
Densità
a 20°C
Kg/m3
4180
0.6
1000
ca. 1600
ca. 0.20
930
DISTACCANTE
TRADIZIONALE
WARM UP
LUBE 04™
Tab. 1 – Caratteristiche fisiche.
registra la variazione (perdita) di peso in percentuale.
Come si può dedurre dai dati riportati il prodotto non subisce praticamente modifiche fino a 200 °C, mentre fino a 300
°C permane il 74 % del peso iniziale. Una temperatura di
300°C viene raggiunta in uno stampo di dimensioni medie o
elevate solo alla fine del ciclo di warm-up, quando il sistema
passa automaticamente al distaccante tradizionale, mentre
all’inizio del ciclo di warm-up è mediamente molto più bassa e, come abbiamo constatato, lavorando sul campo, i valori effettivi possono variare da < 100 °C a max 180 °C.
Va rimarcato, infine, che la temperatura di ebollizione del
Warm Up Lube 04™ è > 300 °C, quindi la decomposizione
ha inizio prima del raggiungimento della temperatura di
ebollizione. Il prodotto non è, quindi, in grado di sottrarre
quantità significative di calore attraverso il semplice meccanismo evaporativo come avviene per il distaccante tradizionale.
Abbiamo evidenziato e verificato empiricamente che queste
caratteristiche peculiari del Warm Up Lube 04™ consentono il passaggio dalla bassa alla alta velocità di iniezione senza difetti riconducibili alla lubrificazione stampo, fin dal
primo getto prodotto in condizioni standard di alta velocità
di iniezione. La sua applicazione automatica è rapidissima,
ed elimina anche l’operazione di lubrificazione manuale con
tampone, che è normale prassi in fonderia.
Il Warm Up Lube 04™ apporta anche notevoli vantaggi dal
punto di vista dell’impatto ambientale e alla salubrità dell’ambiente di lavoro. Il prodotto è sintetico al 100%, è biodegradabile oltre il 90% e non ha effetti nocivi o irritanti.
Sostituendo nell’avviamento l’impiego delle paste e grassi
lubrificanti o smetallizzanti elimina anche i vapori dannosi
cui viene esposto l’operatore.
VALUTAZIONI ECONOMICHE E CONCLUSIONI
Table 1 – Physical properties.
Peso residuo
% in peso
200
250
300
350
400
> 99
85
74
59
45
Table 2
la metallurgia italiana
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Tab. 2
T campione
°C
Considerando una macchina di medio tonnellaggio che produce un getto con la cadenza tecnica, esclusa quindi l’efficienza, di 65 pezzi/ora e considerando 10 fermate nell’arco
delle 24 ore ( 1 ogni ora e mezza circa) che rappresentano un
valore medio per isole completamente automatizzate che
producono getti critici ma senza considerare stampi particolarmente delicati per i quali le fermate possono facilmente
essere anche più del doppio, si ha un risparmio di 15’ al
giorno che rappresenta l’1% del tempo disponibile.
Più difficile da valutare ma sicuramente reale è la diminuzione degli scarti “esterni” non intercettati cioè dal “Controllo Qualità” che si evidenziano dopo la lavorazione mec-
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canica con l’onere del relativo costo.
Il sistema SLS™ rappresenta una soluzione facilmente gestibile per misurare la temperatura di pelle dello stampo senza soluzioni complicate che rendono difficoltoso il cambio
stampi. L’attività delle fonderia è già di per se difficile e le
soluzioni devono rispondere al criterio di robustezza e semplicità. La strada di sensori nello stampo, proposta già da
tempo, superata la fase di entusiasmo iniziale, il più delle
volte va a finire, insieme ad altri dispositivi, sugli scaffali
delle fonderie.
La misura della temperatura viene anche usata, con il modulo di retroazione, nel controllo dei lubrificatori di produzione Idra per variare il tempo di spruzzatura e mantenere costante la temperatura di pelle al variare di alcune condizioni
del processo ma questo sarà l’argomento da affrontare successivamente.
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•
•
•
•
REFERENCES
•
• B.Molinas, D.Giantin, C.Raone and L.Baraldi, “Smart
Lubrication System”, Proceedings of the “2nd International Conference & Exhibition on New Developments in
Metallurgical Technology” (Riva del Garda –Italy),
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• Pola, Panvini and Roberti, “Development and experimental validation of a mathematical model of the lubrication
induced cooling of dies”, Proceedings of the Conference
HTDC 2002 (2002), p. 175.
• B.Molinas and L.Baraldi, "Relationship between release
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SMART LUBRICATION SYSTEM:
A DIE LUBRICATION CONTROL SYSTEM
ACCORDING TO THE SURFACE TEMPERATURE
3/2006
Key words:
diecasting, lubrication, temperature,
surface temperature, warm up, control, monitoring
The die lubrication phase plays a determinant role as far as
both the production rate and the production quality are concerned.
Spraying water based release agents takes off the major part
of heat deriving form aluminium cooling and solidification,
which corresponds to about 250 Kcal for each Kg of alloy
and forms a layer on the die cavity which facilitates the aluminium flow and reduces the physico-chemical adhesion effect. The well known “sticking” effect of aluminium on
steel, becomes as more evident as higher the metal temperature, the speed and the final pressure, are.
These two functions (cooling and deposit of lubricating and
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la metallurgia italiana
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agent and thermal dynamism of the die in the different
process phases", METEF 2004 - HTDC 2004 Proceedings, Montichiari (Brescia; Italy), (2004), p. 437.
J.F. DuPont (TEKSID aluminium) and C. Raone (BARALDI lubrificanti), “W.U.L.S. – warm up lube system”,
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Altan, T., Bishop, S.A., Miller, R.A., Chu, Y.L., “A Preliminary Investigation on the Cooling and Lubrication of
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Nadca, CastExpo’05 (St. Louis Missouri 16-19 April
2005)
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releasing active principles) are now well known and accepted by everybody in the light alloy diecasting sector, but up
to today there was no kind of system available on the
market, able to check or control the contribution made, at
each cycle, to the thermal balance.
This paper shows the results achieved in exercise with the
“Smart Lubrication System” technology: a die lubrication
control system according to the surface temperature.
It will disclose in particular the data emerged from a dedicated management according to the process phases by
means of an automatic feedback (module called Warm Up
Lube System – WULS) which is able to process the die surface temperature data, with infrared rays, and to modify
the release agent during the warm-up phases, according to
this processing.
The experiences made and the relevant results achieved up
to today, confirm the effectiveness of the applied technology
and set up an industrial research horizon which will certainly modify the way of controlling and managing the light
alloy diecasting process.
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A. Miglierina, M. Miglierina, T. Ninkel, J. Lamparter
In questo articolo viene presentata una panoramica della macchina da pressocolata tipo “Vacural”
prodotta dall’azienda tedesca Müller Weingarten. Questo tipo di impianto è stato inventato per produrre
getti di pressocolati con alto vuoto: con questa tecnologia vengono eliminate le porosità all’interno dei
getti. Le macchine da presso colata Vacural sono in uso in molte aziende che lavorano in particolare nel
settore dell’automotive. Una delle più importanti applicazioni degli impianti Vacural è nello stampaggio
dello “space frame” di alcune autovetture.
Memorie
Macchine da pressofusione
Vacural Müller Weingarten
Parole chiave: pressocolata, alto vuoto, porosità, space frame, Vacural
INTRODUZIONE
La Müller Weingarten: è un gruppo industriale tedesco composta da 25000 occupati diviso in 8 gruppi presenti in tutto il
mondo con sedi in Europa America e Cina; uno degli otto
gruppi produce macchine ed isole di presso colata di cui la
Omnia Tecno di Gallarate è rappresentante in Italia.
La Müller Weingarten, con i suoi partners, agli inizi degli
anni ottanta ha concluso lo sviluppo di un sorprendente processo di pressofusione sotto vuoto spinto: il VACURAL.
Da allora la Müller Weingarten ha fornito numerosi clienti
nel settore automobilistico con macchine da pressofusione
di tutte le dimensioni per la produzione di particolari getti
con basso contenuto di gas, ossidi e porosità quindi con la
possibilità di effettuare trattamenti termici con i vari cicli T4
T5 T6 T7.
Con la Müller Weingarten sono stati quindi prodotti parti di
telaio dell’automotive idonei alla saldatura, alla rivettatura,
alla ribattitura pressocolando numerose leghe primarie e secondarie di Al e Mg, realizzando getti di parti strutturali
(struttura portante e organi meccanici delle sospensioni) con
elevata duttilità e con elevata resistenza.
Tutto questo si è reso necessario perché l’industria automobilistica ha richiesto getti con le seguenti necessità:
• Riduzione di peso, porosità minima e assenza di ossidi;
• Migliori caratteristiche meccaniche con una garanzia di rispetto delle tolleranze ridotte ai minimi termini;
• Integrazione in ogni singola colata di funzioni multiple
(esempio getti con inserti in acciaio per la realizzazione
delle camicie dei cilindri);
• Predisposizione all’uso di diverse tecniche di assemblaggio nel processo di produzione;
Fig. 1 – Disegno gruppo iniezione impianto Vacural.
Fig. 1 – Draw of injection group in Vacural machine.
• Resistenza alla corrosione con l’applicazione di rivestimenti speciali ad alte temperature;
• Elevata potenzialità per poter ripetere il ciclo.
ESEMPI DI GETTI CON VACURAL
Vediamo alcuni esempi di applicazione del VACURAL:
• Nelle portiere VW prodotte nel centro tecnologico di Kas-
Fig. 2 – Esempio di getti
presso fusi con Vacural per
“space frame” di alcune
autovetture.
Fig. 2 – Example of die
casting part with Vacural for
space frame for car.
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Angelo Miglierina,
Massimo Miglierina
Omnia Tecno S.R.L. Gallarate (Va) Italy
Thomas Ninkel, Juergen Lamparter
Müller Weingarten Ag
Fritz-Müller- Esslingen Germany
Memoria Presentata alla Giornata
di studio "L'isola di pressocolata"
Vicenza, 28 giugno 2005
la metallurgia italiana
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sel con le macchine Müller Weingarten da 2800 t: le parte
pressofuse in Al vengono saldate tra di loro per realizzare
la struttura della portiera; in questo caso la più importante
caratteristica richiesta è la bassa porosità che fornisce la
possibilità di effettuare i trattamenti termici, di saldare i
getti tra di loro e di raggiungere una elevata duttilità.
• Nello struttura portante di Al della nuova ammiraglia Audi
che è realizzata in pannelli e profili pressofusi con macchine
Müller Weingarten da 1600-2800-3800 t presso ALCOA.
• Nei supporti motori delle nuove berline Mercedes prodotti
con macchine Müller Weingarten da 4100 t presso la Daimler Chrysler a Mettingen; presso questo stabilimento sono
operanti ben 6 macchine Müller Weingarten da 4100 t.
• Nelle parti delle sospensioni anteriori dei vari modelli
Porche e di altre sport car pressofusi con macchine Müller
Weingarten da 320-1000 t presso la fonderia RITTER;
questa è una realtà importante perché evidenzia l’applicazione del vuoto spinto anche su macchine di piccolo tonnellaggio aprendo un nuovo ed enorme mercato per ottenere piccoli getti pressofusi di qualità.
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Fig. 5 – Supporto motore presso fusi.
Fig. 5 – Engine Cradle produce with die casting Vacural.
MODIFICA PROPRIETÀ MECCANICHE CON TT
Con l’alta tecnologia del VACURAL è possibile modificare le
proprietà meccaniche dei getti intervenendo con specifici trattamenti termici poiché la quantità di inclusioni di gas è estremamente bassa ottenendo così una elevata stabilità statica e
dinamica ed una alta duttilità. In questo modo sulle leghe primarie di Al con i classici trattamenti termici di invecchiamento artificiale o di solubilizzazione in acqua si può arrivare fino
Fig. 6 – Sospensioni anteriori con parti ottenute con impianti
Vacural.
Fig. 6 – Parts of the rear axle cast with Vacural die casting
machine.
al trattamento T7 ottenendo carichi di rottura e di snervamento, allungamenti percentuali e durezze in scala Brinnel molto
rilevanti per un getto realizzato con la pressofusione.
FUNZIONAMENTO TECNOLOGIA VACURAL
Confrontiamo ora una pressofusione convenzionale con il
vuoto ed una pressofusione con la tecnologia VACURAL; i
principali vantaggi sono:
Mechanical properties of alloys
Alloys
Rp 0,2
N/mm2
Fig. 3 – Struttura portiera presso colata.
Fig. 3 – Inner door panel for car makes in die casting.
GD-AlSi12CuNiMg
GD-AlSi10Mg(0,35Fe)
GD-AlSi12
GD-AlSi12(CU)
GD-AlSi8Cu3
Magsimal 59
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Alloys
GD-AlSi12CuNiMg*
GD-AlSi10Mg(0,35Fe)*
GD-AlSi12**
GD-AlSi12(CU)**
GD-AlSi8Cu3*
240
148
129
164
186
180
Casting properties
Rm
AS
HB
N/mm2
%
350
283
236
296
325
300
1,7
5,6
6,4
4,2
3,7
17,0
after specific heat treatment
Rp 0,2
Rm
AS
HB
N/mm2 N/mm2
%
290
249
90
264
317
360
336
180
353
411
4,0
12,0
16,0
4,4
4,5
Fig. 4 – Struttura portante in Alluminio dell’autovettura Audi A8.
Fig. 7 – Tabella proprietà meccaniche di alcune leghe di
alluminio.
Fig. 4 – Space frame in Aluminium for car Audi A8.
Fig. 7 – Table with mechanical properties of alloys.
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S
O
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T
A
Memorie
• Costanza nel dosaggio del materiale con una riduzione
delle turbolenze;
• Nessuna perdita termica durante il dosaggio;
• Vuoto più lungo ed elevato effettuato per tutto l’intero
processo della presso colata;
• Nessuna ossidazione durante l’intero ciclo;
• Evacuazione di aria, di vapori, di esalazioni e di gas prodotti dalla piroscissione del lubrificante prima del dosaggio della lega di Al nel contenitore;
• Chiusura certa dello stampo nelle due parti fisse-mobili.
In pratica si ha un sistema di processo auto-controllato che
permette la realizzazione di getti di maggiore qualità.
Dallo schema di una macchina da pressofusione Müller
Weingarten con il VACURAL si può sintetizzare il principio
di funzionamento:
• La lega liquida viene aspirata dal forno di attesa riscaldato
elettricamente e portata nel contenitore attraverso un apposito tubo; questo processo avviene grazie al vuoto generato nello stampo e nel contenitore di iniezione;
• La quantità di lega necessaria viene determinata dal tempo
di dosaggio del sottovuoto;
• Lo stampo, terminato il ciclo di dosaggio, completamente
in assenza di aria viene riempito con un ciclo di iniezione
convenzionale;
• La chiusura delle valvole di tenuta del vuoto avviene prima che il processo di iniezione termini il riempimento dello stampo.
In pratica si ottiene un pressofuso realizzato completamente
in assenza di aria.
Nella macchina tra la spalla fissa e la sede dello stelo di iniezione si nota uno spazio per l’inserimento del forno elettrico
di attesa nel quale viene assiemato il tubo aspirante che porta la lega dalla parte inferiore all’interno del contenitore.
Il tubo di portata del materiale è in ceramica riscaldato elettricamente ed è collegato al contenitore con una staffa fissata sulla spalla fissa della macchina.
Ogni macchina Müller Weingarten VACURAL è equipaggiata con la propria unità del vuoto costituita da pompe e serbatoi; in base alla dimensione della macchina viene impiegato
un serbatoio da 1000-2000-3000 litri insieme a 2 o 3 pompe.
Si consideri ora il forno di attesa con l’impianto di degasaggio: è un forno elettrico coperto con le resistenze nella volta,
deve garantire alla lega un basso tenore di gas-idrogeno ottenendo un getto adatto ai trattamenti termici e alla saldatura.
Il forno di attesa per il VACURAL deve essere formato da
tre camere:
C
Fig. 9 – Schema impianto Vacural:
1 – Forno; 2 – Tubo di aspirazione; 3 – Contenitore; 4 – Pistone;
5 – Parte fissa macchina; 6 – Parte fissa stampo;
7 – Valvola del vuoto; 8 – Parte mobile stampo; 9 – Getto;
10 – Valvola; 11 – Pompa del vuoto; 12 – Serbatoio del vuoto.
Fig. 9 – Draw of Vacural plant :
1 – Holding furnace; 2 – Suction pipe; 3 – Sleeve;
4 – Injection chamber; 5 – Fixed platen; 6 – Fixed die half;
7 – Vacuum valve; 8 – Movable die half; 9 – Runner; 10 – Valve;
11 – Vacuum pump; 12 – Vacuum tank.
Fig. 10 – Contenitore con flangia di tenuta e box di aspirazione
materiale.
Fig. 10 – Sleeve with flash and suction box for material.
Fig. 8 – Advantages of Vacural compared to conventional vacuum
die casting.
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49
3/2006
Fig. 8 – Confronto vuoto ottenuto con tecnologia Vacural e vuoto
tradizionale.
• La prima per il riempimento;
• La seconda per il degasaggio con il classico frullino;
• La terza per trasferire la lega attraverso il tubo di portata al
contenitore.
Le principali caratteristiche dello stampo devono essere:
• Garanzia di tenuta che sarà controllata con sistemi integrati;
• Posizionamento sulla parte mobile delle valvole del vuoto;
• Numero limitato di carrelli a perfetta chiusura.
Müller Weingarten con la tecnologia del VACURAL, dopo
svariati decenni di esperienza, fornisce la progettazione e la
costruzione di macchine e isole di lavoro chiavi in mano.
Questa isola di lavoro è in grado di pressocolare le leghe di
Al con un convenzionale forno elettrico dosatore; può pressocolare anche leghe di Mg grazie alla sua versatilità nella
iniezione semplicemente sostituendo il forno con uno di fusione e dosaggio per il Mg.
Memorie
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E
S
S
O
C
O
L
A
T
A
Fig. 11 – Schema impianto
vuoto e foto pompe e serbatoi.
Fig. 11 – Vacuum plant with
pumps and tank.
Fig. 12 – Forno di attesa per
impianto Vacural.
Fig. 12 – Vacural holding
furnace.
Fig. 13 – Tipico schema di
macchina da pressofusione
Vacural modello GDK 2000Opticast.
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Fig. 13 – Vacural holding
furnace for Vacural machine
type GDK 2000 - Opticast.
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A
Memorie
Fig. 14 – Isola di lavoro completa per impianto Vacural con forni intercambiabili Alluminio \ Magnesio.
Fig. 14 Typical layouts of Vacural machines GDK 2000-Vacural-Opticast with conventional Al dosing furnace and Mg melting and dosing
furnace.
A
B
S
DIE CASTING MACHINE VACURAL MÜLLER WEINGARTEN
This paper presents the die casting machine Vacural produce in German company Müller Weingarten. This type of technology was born in order to produce die casting part with
high vacuum: with this type of machine there are not any po-
R
A
C
T
rosity in the cast part. The Vacural machine are now in use
in several company that work for automotive market. One of
most important application is the space frame in aluminum
for car.
We present several example of die casting part. (fig. 2-3-45-6). In this paper you can see also some draw how the Vacural machine works , with special injection group, (fig. 10),
with big pumps and tanks (fig. 11) and with special furnace
(fig. 12).
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Key words:
die casting, hight vacuum, porosity, space frame, Vacural
T

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