Cilinder liners in aluminium matrix composite by centrifugal casting

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Cilinder liners in aluminium matrix
composite by centrifugal casting
F. Bonollo, A. Moret, S. Gallo, C. Mus
The reduction of car weight and fuel consumption is the strongest driving force for development
and innovation in the automotive industry. A significant reduction of weight can be achieved by producing
cylinder liners in Al matrix composite (Al-Al2O3), employing the centrifugal casting technique.
The wear resistance of this composite material, under proper working conditions, is higher than that
of cast iron, which is commonly used for the production of liners.
The aim of this work is to analyse centrifugal casting process parameters in order to optimise
the reinforcement distribution at the inner surface of the liner.
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Parole chiave: materiali compositi, solidificazione, fonderia, metallografia, processi
INTRODUCTION
The Horizontal Centrifugal Casting Process
Centrifugal casting process is industrially used for production of axially symmetric components as tubes, cylinder liners, rolling mill rolls, rings and bushes with main application on iron and steel production industry and paper manufacturing. This process allows to obtain high quality castings, being associated to several advantages with respect
to other foundry processes. This technique uses centrifugal
F. Bonollo, A. Moret
DTG – University of Padova
S. Gallo, C. Mus
Teksid Aluminum
Paper presented at the 6th Int. Seminar on “Experimental techniques and design
in composite materials” 18-20th June 2003, Vicenza
Fig. 1 – Schematic view of a centrifugal casting device.
Fig. 1 – Schema di una macchina per colata centrifuga.
force generated from rotation of a cylindrical mould around
its revolution axis for "throwing" liquid metal to the inner
surfaces of the mould and for solidifying it in the desired
shape (Figure 1) [3].
Therefore solidification is quite rapid and a good metallurgical quality is achieved, due to two main reasons:
• solidification starts from mould inner surface, corresponding to casting outer surface, so low-melting-point impurities are carried by the solidification front to the casting
inner surface,
• gas porosity is also “forced” at the casting inner surface,
because of its low density.
With a simple machining operation, the inner defective surface is easily removed. Cores are not needed for obtaining
the inner cavity and the “feeding” system consists of centrifugal force, that can reach up to 150 times the gravity force:
additional risers are not necessary to compensate solidification shrinkage.
Functional Graded Materials
Discontinuously reinforced composites produced by centrifugal casting can be considered as Functional Graded Materials (FGMs), i.e. they are characterised by a different distribution, in radial sense, of ceramic particles as a consequence
of centrifugal force effect. The different density values
between ceramic particles and aluminium alloy matrix lead
to a centrifugal separation: the higher density constituent
migrates to outer zones and vice versa. The migration speed
is controlled by the size of particles.
In other terms, a ceramic concentration profile in radial direction is obtained, that can be driven and optimised acting
on process parameters, such as mould rotation speed, mould
temperature, ceramic particles volume percentage and size,
la metallurgia italiana
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Considering the importance of reducing car weight and then
fuel consumption, the re-definition of materials for engines
is one of the target of cars producers. One of the recent innovations has been the introduction of cylinder liners made by
the hypereutectic alloy Al-25%Si (Silitec™) [1]. These liners are produced by extrusion of billets manufactured by
the Osprey technique, so their cost, significantly higher than
that of cast iron ones [2], makes them an attractive (and possible) solution only for top level cars. For this reason, the
development of innovative cylinder liners in discontinuously reinforced Aluminium Matrix Composites seems a very
promising task. In fact, wear resistance of this composite
material is very similar to that of cast iron, which is commonly used for liners; advantages obtainable from MMCs
liners, in comparison with cast iron ones, can be
• weight saving (about 0,5 Kg for each liner),
• fuel consumption consequently reduced,
• lower wear rate and distortion of engine components, longer components life and lower lubricant consumption,
thanks to the high thermal conductivity of the aluminium
matrix.
The production of such MMCs components can be done by
extrusion or using centrifugal casting [3], which presents some critical points, due to the problems correlated to reinforcement particles distribution [4]. The aim of this work is to
analyse the effects of centrifugal casting process parameters
on reinforcement particles distribution, in order to obtain at
the liner inner surface the desired amount of them.
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molten aluminium alloy temperature. Obviously, the ceramic particle amount profile is directly related to the hardness profile, higher percentage of hard particles determining
in fact higher hardness values.
Literature [4-6] presents data and models about the effects
of centrifugal casting process parameters on radial distribution of reinforcement particles. Figure 2 shows the typical
reinforcement distribution in an Al-15% SiC particles (average size: 10 microns) composite, centrifugally cast in a cylindrical mould rotating at 500-1000-1500 r.p.m.. In this case, ∆ρ = ρc – ρm is positive, so ceramic amount is higher at
outer zones. When a higher rotational speed is applied, it gives place to a thicker zone without ceramic particles, named
particle free region. The 500 r.p.m. case does not provide
enough centrifugal force to segregate the particles before solidification, and therefore there is not a significant gradient
and composition is almost constant. The 1500 r.p.m. rotating
speed results in three clearly distinct regions in the casting: a
particle free region, a gradient region and a packed region.
Changing particles size from 5 to 10, to 20 µm, the effect is
the same as increasing rotational speed: larger particles have
a bigger centrifugal acceleration and thus form a packed bed
more easily.
Also the particle volume fraction in the raw material has a
significant effect on the final particle distribution. The thickness of the particle-free zone decreases with increasing particle volume fraction, while the gradient region increases
(Fig. 3). A starting particle amount of 25% gives place to the
longest gradient region, in which the particle volume fraction varies from zero to the packing limit (about 40%).
Modelling the centrifugal casting process of composites
The depth (or the radial distance) from inner liner surface, at
which piston pressure effect is significant can be calculated,
by means of the Hertz’ theory, to be about 350 µm. Thus, according to preliminary tests [7], it has been verified that a
10% volume fraction of Al2O3 particles gives composite material the same wear characteristics, necessary for these engine application, as those of common cast iron liners, produced from centrifugal or gravity casting. Higher alumina percentages may originate wear phenomena in the piston. Thus,
at liner inner surface, a composite layer having a 350 µm
minimum thickness, with a 10% vol of alumina should be
produced.
Models have been developed in literature [8] for describing
the motion of ceramic particles in molten alloys, during
mould rotation. Symbol and units adopted are collected in
Table 1.
The main hypotheses of these models, employed in the present study, are the following:
i. The molten matrix is considered as a viscous fluid,
obeying Stoke's law (the study of particles motion in a
viscous liquid under centrifugal field influence is allowed).
ii. ρc, ρm and η are time independent.
iii. Ceramic particles are spherical.
iv. The viscosity of the composite depends on the initial
average reinforcement volume fraction (V), and is expressed as
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(1)
where η0 is the matrix viscosity, considered time independent, while Vmax is maximum packing fraction coefficient
(which can be set at 0,52 for spherical particles).
The model, schematically shown in Figure 4 (in which the
radial axis (x) is oriented so that to be positive for inner to
outer liner surface motion), considers that on a ceramic par-
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Fig. 2 – Effect of rotational speed on reinforcement distribution [6].
Fig. 2 – Effetto della velocità di rotazione sulla distribuzione del
rinforzo [6].
Fig. 3 – Effect of particle volume fraction on reinforcement
distribution [6].
Fig. 3 – Effetto della frazione volumetrica del rinforzo sulla sua
distribuzione [6].
mc
ρc
ρm
∆ρ = ρc - ρm
[kg]
[kg/m3]
[kg/m3]
[kg/m3]
Dc, Rc
D0, R
g
η
[m]
[m]
[m/s2]
[Pa⋅s]
ω
N
G = 4⋅R⋅N2
[rad/s]
[rotations/s]
ceramic particle mass
ceramic density
matrix density
density difference between ceramic and matrix
diameter, radius of particles
diameter, radius of liner
gravitational acceleration = 9,8
composite viscosity (liquid metal + particulate)
rotation speed
rotation speed
Table 1 – Symbols and units adopted in models for describing the
motion of ceramic particles in molten alloys.
Tabella 1 – Simboli e unità di misura impiegati nei modelli per la
descrizione del moto di particelle ceramiche in leghe fuse.
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Fig. 4 – Section of a liner with an ideal ceramic particle, with the
schematic view of the forces acting; the rotation axis is the same
as that of cylinder.
Fig. 4 – Sezione di una canna e rappresentazione schematice delle
forze agenti su di una particella; l’asse di rotazione coincide con
l’asse del cilindro.
ticle, during rotation, act three main forces:
• a centrifugal force (Fc) in radial direction,
• a viscous force (Fv) in the same direction but in opposite
sense, “braking” particle motion,
• the gravitational force (Fg), which can be neglected with
respect to the others.
An equilibrium condition can be imposed between centrifugal and viscous force:
(2)
Solving differential equation in dx/dt, using previous hypothesis (ii), with starting conditions dx/dt = 0 at t = 0 and
considering that the terminal velocity state is reached at a
very early period of the centrifugal casting, it is possible to
write velocity equation for particles:
Fig. 5 – Effect of process parameters on particle speed during
centrifugal casting: (a) Al-1500 rpm-30% SiC; (b) Al-30%SiC-Dc
= 10 µm; (c) Al-SiC-1500rpm-Dc=10µm.
Figura 5: Effetto dei parametri di processo sulla velocità delle
particelle durante la colata centrifuga: (a) Al-1500 rpm-30% SiC;
(b) Al-30%SiC-Dc = 10 µm; (c) Al-SiC-1500rpm-Dc=10µm.
(3)
N (rpm)
Ceramic particles
1000
1300
1500
SiC
Al2O3 BN
Graphite TiB2 SiB6
B4C
Particles diameter (µm)
1
10
2
20
Matrix
Al
Cu
Reinforcement
Volume %
5
30
10
5
35
7
75
15
20
Table 2 – Set of process parameters investigated by the model.
Tabella 2 – Parametri di processo considerati dal modello.
EXPERIMENTAL PROCEDURE
The centrifugal casting machine employed for this study is
shown in Figure 6, where rotating mould and manual feeding system are displayed.
A first set of experiments was carried out in order to understand the solidification front motion and the average solidification time in different zones of the liner. An unreinforced
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Important information coming from the model are the following:
• the speed of particles is positive (i.e. in the same versus of
centrifugal force) if their density is higher than that of matrix (∆ρ = ρc-ρm>0);
• the speed is proportional to ∆ρ, to rotation speed and
mould diameter (incorporated in the term G) and to particles diameter;
• the speed is inversely proportional to composite viscosity,
which, as previously shown, depends on the reinforcement percentage;
• it is possible to predict the speed of particles as well as the
average time they employ for running from inner to outer
surface (in the case, as that studied in this work, that ∆ρ is
positive) during mould rotation.
Using the above described model, different values for the
main possible process parameters can be considered (Table
2), observing the consequent effects on particles speed. It can
be seen (Figure 5a-c) that particles size and volume percentage are the most important parameters affecting particles
speed. Rotation speed has to be increased to very high values,
in order to cause same effects of the above said parameters.
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Fig. 6 – General view (left)
and detail (right) of the
centrifugal casting machine.
Figura 6: Vista generale (a
sinistra) e dettaglio (a destra)
della macchina di colata
centrifuga impiegata nello
studio.
First set of experiments:
Al alloy liners
Second set of experiments:
AlMMCs liners
A357
Not active
210 °C (Test 1)- 300°C (Test 2)
720 °C
4 minutes
1400 rpm
AlMMCs:W3A.10A
Not active
See Table n.4
See Table n.4
1 minute
1300 rpm
Parameters
Aluminium alloy
Mould cooling system
Mould temperature
Alloy temperature
Mould rotation time
Rotation speed
Liner A
Liner B
Liner C
Liner D
Liner E
Liner H
Alloy temperature
Mould temperature
700 °C
680 °C
730 °C
695 °C
845 °C
768 °C
300 °C
270 °C
400 °C
400 °C
400 °C
400 °C
Table 4 – Process parameters for the production of Al matrix
composites liners.
Tabella 4 – Parametri di processo impiegati per la produzione di
canne cilindro in composito a matrice di alluminio.
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hypo-eutectic aluminium-silicon alloy (A357: Al-7%Si0.6%Mg) was chosen, for a better evaluation and elaboration of microstructural information. Liners were produced
using two different mould temperatures, according to the parameters given in Table 3.
The production of aluminium matrix composites cylinder liners, in a second set of experiments, was carried out under
the process conditions given in Table 3-4. Six groups of liners were produced adopting different values of alloy and
mould temperature (TAl and Tmould, respectively).
From a general point of view, the calculations from the model described above suggest that an Aluminium matrix composite reinforced with low-density particles (e.g. BN or
B4C) allows ceramic migration at inner surface. Such kind
of powders, however, are quite expensive, especially in
view of a possible future cylinder liner industrial production. Therefore, it has been decided to use the W3A.10A Duralcan composite, which is constituted by an AA3000 AlMn alloy reinforced by 10%wt alumina particles (with a typical size of 7-10 µm). The set of experimental conditions
has been chosen to understand how the degree of particles
migration can be controlled and driven, in order to avoid a
too high ceramic concentration at outer zones and to optimise the process.
Using the above described model, the particles speed at a given radial distance D0 can be computed. Considering for the
liners to be produced an outer diameter of 72 mm and an inner diameter of 62 mm, taking D0 = 65 mm, and implementing the processing and composite parameters shown in Ta-
52
Table 3 – Experimental
parameters.
Tabella 3 – Parametri
sperimentali.
bles 3-4, an average particle speed (at D0) of 1 mm/s has
been determined. Considering the liner thickness (10 mm),
it is possible to calculate the average time employed by alumina particles for going from inner to outer surface: this value has been estimated to be 7 s: it will be useful to compare
this value to calculated solidification time, in order to understand the correlation between migration of particles and solidification of the matrix.
RESULTS AND DISCUSSION
Al alloy liners
On the aluminium alloy liners microstructural investigations
have been carried out, including the evaluation of the Secondary Dendrite Arm Spacing (SDAS) and the subsequent estimation of the solidification time (ts), by means of the equation
SDAS = 11.55 ⋅ ts0.31
(4),
where SDAS is expressed in µm and ts in s (Table 5).
As could be expected, liner obtained with lower mould temperature (210°C) presents shorter solidification times. In all
cases, however, the central region is characterised by solidification times 2-3 seconds longer than other regions. In both
groups of liners, it has also been observed that the part near
pouring zone solidifies in a shorter time with respect to the
other regions.
In the inner and central zones, dendrites present a columnar
structure, while in the outer ones they are equiaxed (Figure 7).
Mould temperature = 210 °C
Outer zone
Centre
Inner zone
Mould temperature = 300 °C
Outer zone
Centre
Inner zone
Solidification time
(s)
2,9
5,1
3,6
5,9
8,1
6,0
Table 5 – Solidification time in different regions of Al alloy liners.
Tabella 5 – Tempi di solidificazione nelle diverse regioni delle
canne cilindro in lega di alluminio.
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Fig. 7 – Microstructure in the
inner (left) and outer (right)
part of the Al alloy liners.
Fig. 7 – Microstruttura nella
regione interna (a sinistra) ed
esterna (a destra) delle canne
cilindro in lega di alluminio.
Fig. 8 – Porosity (left) and
surface defects (right) in Al
alloy liner cast with a mould
temperature of 200°C.
Fig. 8 – Porosità (a sinistra) e
difetti superficiali (a destra)
nelle canne cilindro in lega di
alluminio, colate con lo
stampo alla temperatura di
200°C.
Fig. 9 – Definition (a) and
examples (b) of the
microstructural classes
achieved on the liners
produced.
For low mould temperature, the presence of surface defects
and porosity is clearly visible on liner regions far from pouring zones (Figure 8) and the thickness of liners is not constant, being higher near pouring zone. This can be explained
considering that, if mould temperature is too low, aluminium has not enough time for a complete and homogeneous
distribution along the mould length before solidifying.
The dynamics of the solidification process can be hypothesised as follows. Firstly, molten metal enters in the mould at
temperature TAl, coming in contact with the cast iron mould
(at temperature Tmould). The solidification takes place quite
quickly under a temperature gradient ∆T = TAl-Tmould. A first
solidified layer is originated; further liquid enters in a second time, and comes in contact with this layer (whose tem-
perature is certainly higher than that of the mould). This
molten metal does not solidify soon, but it is thrown, with an
helycoidal path and a turbulent flow, towards the zones sited
on the opposite side with respect to the pouring area. During
this motion, the molten metal decreases its temperature and
entraps air. This proposed mechanism is in agreement with
the surface defects and porosity location experimentally detected. A lower gradient (∆T = TAl'-Tmould) justifies longer
solidification times in areas far from pouring zone.
However, it seems also reasonable to consider that solidification begins at melt-mould interface; later, the air at room
temperature, present inside the mould, cools the inner layer
of metal, which starts to solidify. The region between these
two solid layers is the last to solidify.
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Fig. 9 – Definizione (a) ed
esempi (b) delle classi
microstrutturali ottenute nelle
canne cilindro prodotte.
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Values of process parameters
High Aluminium
temperature
EFFECTS
DETECTED
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Low porosity
Low ∆T
Higher particle amount
in the outer part of liners
Low/high die temperature
(300°C/400°C)
High/low values of ∆
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Table 6 – Correlation among
process parameters and
experimental results.
Table 6 – Correlazione tra
parametri di processo e
risultati sperimentali.
Particle migration towards
the outer part of liners
Aluminium temperature
LOW
Group I
Mould temperature
LOW
MEDIUM
Group II
Mould temperature
HIGH
∆temperatures
LOW
HIGH
Group III
Mould temperature
HIGH
∆temperatures
MEDIUM-HIGH
Al matrix composite liners
The data achieved from microstructural investigations have
to be considered in correlation with the process parameters
varied during the casting of the MMCs liners:
• Mould temperature
• Aluminium temperature
• Aluminium-mould temperature difference (∆Temperatures).
Three microstructural and macrostructural aspects were
taken into consideration as the results of the changes in processing conditions:
• the spread of ceramic percentage over the different regions of the liners,
• the difference in thickness between the part of the liner
close to the pouring system and that at the other end of the
mould (∆): it should be = 0 (i.e. thickness should be
uniform along the cylinder axis),
• the level of porosity.
The effects of the input variables are summarised in Table 6.
According to their microstructural features, the composite
liners produced can be grouped into three classes, as shown
in Figure 9, and correspondingly correlated to the process
parameters set given in Table 7.
The ceramic distribution pattern in the cross-section of the
liners of Group I is radially uniform, increasing from inner
to outer surface, but the metallurgical quality output is very
poor. The effects on the outputs, in agreement with the theoretical models, are as follows.
i. The low temperature and consequent high viscosity of
aluminium leave little “freedom” to the particles, which
are therefore almost uniformly distributed in the radial
direction. The slightly higher concentration at internal
zone is justified by the presence of clusters and by the
large amount of air entrapped in them. This temperature
condition also justifies the porosity. Also, the high value
of ∆temperatures, by providing for fast cooling of the liquid because of the efficient heat exchange, hampers
the particles' motion.
ii. The liners made in low-temperature moulds always
show significant dimensional variations.
The liners of Group II exhibit a partition line between the
particle-free inner zone and the particle-rich outer zone.
This behaviour can be explained as follows.
i. The presence of the partition line is associated at the
combination of a higher aluminium temperature than
previous liners and at a very low ∆Temperature.
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∆temperatures
HIGH
Table 7 – Correlation between
microstructural classes and
process parameters.
Tabella 7 – Correlazione tra
classi microstrutturali e
parametri di processo.
ii. Porosity is slightly decreased, mainly in those liners
where the aluminium melt was poured at higher temperatures; the dimensional quality improves too, and in some cases the objective (∆=0) is achieved. The high ∆
thickness of the most part of liners is certainly caused
by an improper pouring rate, as all the liners cast at the
high Tmould of 400 °C attain excellent dimensional tolerances.
The castings of Group III show the distribution gradient to
increase towards the outside, and an excellent metallurgical
quality. The aluminium high temperature ensures the absence of porosity, and, due to the mould high temperature,
thickness remains uniform. The low viscosity of the melt,
associated to the high temperatures that are attained when
casting the last two liners, allows the particles to migrate
outwards, but at a lower rate than for the liners of Group II,
because of the much higher values of the ∆T variable. The
radial concentration profile therefore increases outwards but
the distribution gradient is regular.
The statistical software package Minitab® has been used to
individuate the optimum combination of the values to be given to the process parameters by means of the Design Of
Experiments (D.O.E.) system. The results of the D.O.E.
analysis are:
1. The porosity output exclusively depends on TAl and decreases as TAl increases.
2. The ∆ thickness output exclusively depends on Tmould and
improves as Tmould increases.
3. The "ceramic percentage on the inner surface" output depends on both temperature variables, whose combined effects should therefore be studied.
When TAl is too high, the desired distribution cannot be attained; on the other hand, when it is too low, porosity problems occur; with a high Tmould, the dimensional characteristics are good but if it is too high, the distribution target cannot be attained.
The ideal situation might be as follows:
1. TAl has an intermediate value (e.g. 750°C);
2. Tmould is also set at an intermediate value (e.g. 350°C);
3. The percentage of alumina in the original material must
be slightly higher (e.g. 15%) to reach the 10% target at
the inner liner surface: a too high alumina percentage
(e.g. 20%) might cause excessive concentration on the
outer surface and problems in subsequent machining operations.
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CONCLUSIONS
[3]
This study has considered production by centrifugal casting
of cylinder liners made of aluminium-matrix composites.
The achievement of the ideal reinforcement distribution results from the combination of the main processing parameters, including casting temperature, mould temperature and
reinforcement content of the composite. In particular, the
optimal combinations can be represented by the following
set of parameters:
1. TAl = 750°C;
2. Tmould = 350°C;
3. reinforcement (alumina) percentage in the original material = 15%.
[4]
[5]
[6]
REFERENCES
[7]
[8]
[1] U. Klink, G. Flores, “Honing of Cylinder Bores Made
of Aluminium Silicon”, Powertrain Assembly & Manufacturing Processes, (1998), pp. 23-28.
[2] P. Stocker, F. Rückert, “The New aluminium Silicon
Cylinder Barrel Technology for Crankcases Made of
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CANNE CILINDRO IN COMPOSITO A MATRICE DI ALLUMINIO
PRODOTTE MEDIANTE COLATA CENTRIFUGA
KEYWORDS:
composite materials, solidification, foundry,
metallography, processes
La riduzione dei pesi, e conseguentemente dei consumi, è attualmente una delle principali forze motrici dell’innovazione nell’industria automobilistica. Una significativa riduzione di peso può essere ottenuta mediante la produzione di
canne cilindro in composito a matrice in lega di alluminio,
rinforzato con particelle di allumina. La resistenza all’usura di questo materiale è infatti comparabile con quella della
ghisa, correntemente impiegata per la produzione di canne
cilindro. L’obiettivo del presente lavoro è valutare l’applicabilità del processo di colata centrifuga (Fig. 1) alla produzione di canne cilindro in composito, individuando i parametri operativi in grado di assicurare, sulla superficie interna della canna, il contenuto ottimale (10%) di particelle
di rinforzo.
Un composito prodotto per colata centrifuga presenta evidentemente un gradiente di distribuzione del rinforzo, direttamente riconducibile all’entità e all’effetto delle forze
agenti sulle particelle (Figg. 2-4). Vari modelli sono stati
sviluppati in letteratura per descrivere questo fenomeno, tenendo conto delle variabili riportate in Tabella 1; tali mo-
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Diecast Aluminum”, Powertrain Assembly & Manufacturing Processes, (1999), pp.15-22.
ASM METALS HANDBOOK, 10th Ed, Vol. 6, “Casting”, (1990), pp. 296-307.
C. G. Kang, P.K. Rohatgi, “Transient Thermal Analysis
of Solidification in a Centrifugal Casting for Composite
Materials Containing Particle Segregation”, Metallurgical and Materials Transactions B, Vol. 27B (1996), pp.
277-285.
Q. Liu, Y. Jiao, Z. Hu, “Theoretical Analysis of the Particle Gradient Distribution in Centrifugal Field During
Solidification”, Metallurgical and Materials Transactions B, Vol. 27B (1996), pp. 1025-1029.
J. W. Gao, Wang C. Y., “Modeling the solidification of
functionally graded materials by centrifugal casting”,
Materials Science and Engineering A, Vol. 292 (2000),
pp. 207-215.
S. Gallo, Private Communication
Y. Watanabe, N. Yamanaka, Y. Fukui., “Control of composition gradient in a metal-ceramic functionally graded
material manufactured by the centrifugal method”,
Composites Part A: Applied Science and Manufacturing, Vol. 29 (1998), pp. 595-601.
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delli, nel presente lavoro, sono stati applicati con specifico
riferimento alle variabili sperimentalmente investigate (Tabella 2, Fig.5), determinando i “tempi di percorrenza” delle
particelle di rinforzo per “migrare” dall’interno all’esterno
delle canne cilindro durante per effetto della forza centrifuga.
Sono state prodotte sperimentalmente (Fig. 6, Tabelle 3-4)
varie tipologie di canne cilindro, sia in lega di alluminio
non rinforzata che in composito W3A.10A (Duralcan), costituito da una lega AA3000 (Al-Mn) rinforzata con il 10%
in peso di particelle di allumina (dimensione tipica: 7-10
µm). Le principali variabili di processo considerate sono
state la temperatura di colata della lega e la temperatura di
pre-riscaldo dello stampo; l’effetto di tali variabili è stato
valutato in termini macroscopici (variazione di spessore
delle canne prodotte) e microstrutturali (porosità, gradiente
di distribuzione delle particelle). I risultati sono raccolti
nelle Tabelle 6-7 e nella Fig. 9.
Mediante un codice di calcolo statistico (Minitab“) sono
stati rielaborati i risultati sperimentali, individuando i parametri operativi ottimali. In particolare, la presenza, sulla
superficie interna della canna di una quantità di rinforzo
pari al 10%, può essere realizzata operando con temperature di colata elevate (750°C) e di stampo intermedie (350°C),
ed utilizzando un composito con contenuto iniziale di rinforzo pari al 15%.
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Resistenza alla propagazione di cricche
di fatica in acciai inossidabili sinterizzati
ottenuti da polveri monofasiche di AISI
316L e 434L e da polveri prelegate duplex
V. Di Cocco, F. Iacoviello, A. Molinari, S. Turchetta
In questo lavoro è stata analizzata la resistenza alla propagazione della cricca di fatica di alcuni acciai
Memorie
A
inossidabili sinterizzati caratterizzati da differenti microstrutture, identificando i differenti
micromeccanismi di avanzamento e determinando quantitativamente il contributo dell’effetto di chiusura
legato alla rugosità della superficie di frattura. Sono stati infatti considerati due acciai inossidabili
austenitici, un acciaio inossidabile ferritico, tre acciai inossidabili ottenuti da miscele di polveri
austenitiche e ferritiche con differenti frazioni volumetriche e differenti densità e, infine, un acciaio
inossidabile sinterizzato ottenuto da polveri duplex prelegate. Le prove sono state effettuate in aria, alla
frequenza di 30 Hz, considerando un rapporto di carico di 0,1, in modo da evidenziare maggiormente
l’influenza dell’effetto di chiusura. Le superfici di frattura sono state analizzate mediante un microscopio
elettronico a scansione (SEM), mediante un rugosimetro. Inoltre sono state effettuate delle sezioni
longitudinali delle cricche, in modo da poterne seguire il profilo e l’evoluzione.
INTRODUZIONE
Gli acciai inossidabili duplex sono ampiamente utilizzati
nell’industria chimica, petrolchimica, nucleare ed alimentare, grazie alla loro ottima combinazione di proprietà meccaniche elevate [1, 2] e di buona resistenza alla corrosione generalizzata e localizzata in differenti ambienti [3, 4]. Il loro
basso tenore di Ni rende inoltre il loro costo competitivo rispetto ad altri acciai inossidabili austenitici di analoga resistenza alla corrosione [5]. Essi però sono caratterizzati da
una certa difficoltà di lavorazione [6] e la metallurgia delle
polveri può fornire una valida alternativa alle metodologie
di produzione tradizionali. Sono stati fatti vari tentativi di
produzione di duplex sinterizzati, ad esempio mediante introduzione di polvere di silicio in acciai inossidabili austenitici [7, 8], oppure direttamente da polveri di acciai inossidabili opportunamente premiscelate oppure prelegate [6, 9].
Fra le differenti proprietà meccaniche che caratterizzano il
comportamento di una determinata lega, sicuramente la resistenza alla propagazione della cricca di fatica risulta avere
una notevole importanza in tutte quelle applicazioni in cui la
presenza di carichi variabili nel tempo o di vibrazioni si unisce all’esigenza di esercire il manufatto con un grado di sicurezza sufficientemente elevato. Gli acciai inossidabili duplex ottenuti mediante modalità di produzione “tradizionali”
sono caratterizzati da una buona resistenza alla propagazione della cricca di fatica [10], sostanzialmente indipendente
dalla composizione chimica ma, piuttosto, influenzata dalle
frazioni volumetriche di ferrite e di austenite presenti e dalla
V. Di Cocco, F. Iacoviello
Università di Cassino, DiMSAT, Cassino (FR)
A. Molinari
Università di Trento, Dip. Ing. dei Materiali, Trento
S. Turchetta
Università di Cassino, DII, Cassino (FR)
Memoria pervenuta il 2 settembre 2003
eventuale precipitazione di carburi, nitruri, fasi intermetalliche che, al di sotto di 1050°C, trovano due intervalli critici
[1, 11, 12]. Infatti tali acciai sono caratterizzati dalla presenza di un intervallo critico a più elevata temperatura (fra circa
600°C e circa 1050°C) in cui si può avere la precipitazione
di carburi (ad esempio M23C6, M7C3), nitruri (ad esempio
Cr2N, CrN) oppure di varie fasi intermetalliche (fra cui ad
esempio la fase s), e da un intervallo critico a temperatura
inferiore compreso fra circa 350°C e 600°C) in cui, unitamente alla decomposizione sinodale della ferrite, si può verificare, sempre nella ferrite oppure alle interfacce α/γ, la
precipitazione di altre fasi intermetalliche, fra cui ad esempio la fase G, caratterizzata da una cinetica estremamente
lenta.
Nel caso degli acciai inossidabili ottenuti mediante la metallurgia delle polveri, la presenza di difetti “intrinseci” quali
possono appunto essere considerate le microporosità, ed il
loro eventuale effetto sulla propagazione della cricca di fatica, impone un’attenta analisi dei micromeccanismi di avanzamento, in modo da minimizzare gli effetti del danneggiamento dovuto alla presenza dei micropori.
Fra i micromeccanismi di avanzamento, specialmente ma
non esclusivamente per le cosiddette cricche corte, l’importanza dell’effetto di chiusura [13-15] è stato ormai largamente accettato [16, 17]. La sua importanza è sicuramente
più evidente nel caso delle cricche corte oppure, nel caso di
cricche lunghe, per bassi valori del rapporto di carico R. Il
meccanismo considerato come principale è certamente quello legato alla plasticizzazione dell’apice della cricca. Questo
meccanismo è prevalente nel caso di condizioni di sforzo
piano, oppure nel caso di velocità di propagazione molto
basse (inferiori a 10-9 mm/ciclo) ovvero in condizioni prossime a quelle di soglia [18, 19]. Oltre a questo meccanismo
di chiusura ne sono stati proposti altri.
Nel caso di ambienti non neutri il cosiddetto meccanismo di
chiusura per formazione di ossidi può avere una importanza
anche notevole. Gli ossidi si vengono a formare all’interno
della cricca con uno spessore che arriva ad essere anche
29
6/2004
Parole chiave: acciaio inox, fatica, metallurgia delle polveri
Memorie
A
C
C
venti volte superiore a quello dell’ossido ottenuto da campioni preparati metallograficamente e posti nel medesimo
ambiente utilizzato per la prova di fatica [20]. Ne consegue
un consistente “effetto cuneo” con l’introduzione di un modo di sollecitazione locale misto in cui la componente di
modo II può anche essere importante. Per estensione, tale
“effetto cuneo” può essere legato a tutti quei casi in cui si ha
la presenza, nella cricca, di particelle legate alla formazione
di “detriti” rilasciati dalle superfici di frattura durante l’avanzamento della cricca (ad esempio particelle di grafite nel
caso di ghise sferoidali [21]).
Un altro meccanismo di chiusura è quello legato alla rugosità della superficie di frattura. Nel caso in cui la rugosità
della superficie di frattura sia comparabile con l’apertura
dell’apice della cricca [14, 22], ed in particolare, ma non
unicamente, nel caso in cui si abbiano delle componenti di
sollecitazione in modo II (ad esempio nel caso di valori del
∆K prossimi alla soglia, per bassi valori del rapporto di carico R), durante la fase di chiusura della cricca si può avere in
alcuni punti un contatto anticipato delle superfici di frattura,
con conseguente diminuzione del ∆K effettivamente applicato.
In questo lavoro è stata analizzata la resistenza alla propagazione della cricca di fatica di sette differenti acciai inossidabili sinterizzati, ottenuti a partire da polveri differenti. E’
stata effettuata una estesa analisi delle superfici di frattura e
del profilo seguito dalla frattura nel suo avanzamento in modo da poter identificare eventuali percorsi di avanzamento
preferenziali e da determinare il contributo offerto dall’effetto di chiusura nel rallentare tale avanzamento ed identificare il principale meccanismo di chiusura.
MATERIALI E METODOLOGIA SPERIMENTALE
Sono stati considerati sette differenti acciai inossidabili sinterizzati. I primi sei acciai sono stati ottenuti miscelando
polveri di acciaio inossidabile austenitico (AISI 316L) e ferritico (AISI 434L), caratterizzate dalle composizioni chimiche rispettivamente in tabella 1 e 2.
C
Mo
Ni
Mn
Cr
Si
0,019
2,28
12,75
0,17
16,3
0,87
Tabella 1 – Composizione chimica della polvere di acciaio
inossidabile austenitico AISI 316L.
I
A
I
O
• Acciaio inossidabile 70% AISI 316LHC + 30% AISI 434
LHC (ρ = 6,89 g/cm3)
• Acciaio inossidabile 70% AISI 316LHC + 30% AISI 434
LHC (ρ = 7,12 g/cm3).
Inoltre, è stato considerato un acciaio inossidabile sinterizzato a partire da polvere duplex prelegate OSPRAY (25%
Cr, 5% Ni, 2% Mo), effettuando il trattamento a 1215°C per
15 minuti ed ottenendo una densità di 7,37 g/cm3.
Nel caso delle miscele di polveri ferritiche ed austenitiche,
la durata della sinterizzazione non è stata sufficientemente
lunga da poter assicurare una completa omogenizzazione
del materiale [6]. Di conseguenza, nel caso degli acciai ottenuti da miscele di polveri austenitiche e ferritiche, si sono
formate fra i due costituenti una zona di diffusione caratterizzata da un contenuto di Ni intermedio, compreso fra il 3
ed il 9%. Per questi acciai, ne consegue al termine del raffreddamento la presenza di tre fasi (austenite 140 HV0.1; ferrite 180 HV0.1; martensite 230 HV0.1), caratterizzate da una
frazione volumetrica dipendente dalla frazione volumetrica
delle polveri. Infatti, l’analisi di immagine quantitativa effettuata al microscopio ottico su campioni metallografici attaccati mediante reagente Beraha (0,7 g K2S2O3, 20% HCl),
ha permesso di ottenere, per gli acciai ottenuti da una miscela di polveri austenitiche e ferritiche, le seguenti frazioni volumetriche delle fasi:
• Per l’acciaio inossidabile 60% AISI 316LHC + 40% AISI
434LHC (figura 1):
% Austenite = 31,0 %
% Ferrite = 7,5 %
% Martensite = 61,5 %
• Per l’acciaio inossidabile 70% AISI 316LHC + 30% AISI
434LHC (figura 2):
% Austenite = 48,9 %
% Ferrite = 11,6 %
% Martensite = 39,5 %.
Le prove di propagazione di cricche di fatica sono state effettuate secondo la normativa ASTM E647 [23], utilizzando
dei provini CT (Compact Type) di 10 mm si spessore. L’intaglio è stato ottenuto mediante elettroerosione a filo (diametro pari a 0,2 mm). Le prove sono state effettuate utilizzando una macchina per prove oleodinamica Instron 8501
(100 kN), controllata mediante computer, in condizioni di
ampiezza di carico costante, ad una frequenza di 30 Hz, con
una forma d’onda sinusoidale, nelle condizioni di laboratorio. E’ stato considerato il rapporto di carico R (= Pmin/Pmax)
pari a 0,1, in quanto per i rapporti di carico più bassi si ottiene una maggiore evidenza del fenomeno della chiusura del-
Table 1 – AISI 316L austenitic stainless steel powder chemical
composition.
C
Mo
Mn
Cr
Si
0,016
1,03
0,18
16,57
0,70
Tabella 2 – Composizione chimica della polvere di acciaio
inossidabile ferritico AISI 434L.
6/2004
Table 2 – AISI 434L ferritic stainless steel powder chemical
composition.
Le miscele utilizzate sono state le seguenti (sinterizzazione
effettuata a 1250°C, sotto vuoto, per un’ora):
• Acciaio inossidabile austenitico AISI 316LHC (ρ = 7,08
g/cm3)
• Acciaio inossidabile austenitico AISI 316LHD (ρ = 7,04
g/cm3)
• Acciaio inossidabile ferritico AISI 434LHC (ρ = 7,16
g/cm3)
• Acciaio inossidabile 60% AISI 316LHC + 40% AISI
434LHC (ρ = 7,14 g/cm3)
30
Fig. 1 – Microstruttura dell’acciaio inossidabile sinterizzato 60%
AISI 316L + 40% 434 L.
Fig. 1 – 60% AISI 316L + 40% 434 L sintered stainless steel
microstructure.
C
C
Fig. 2 – Microstruttura dell’acciaio inossidabile sinterizzato 70%
AISI 316L + 30% 434L.
Fig. 2 – 70% AISI 316L + 30% 434L sintered stainless steel
microstructure.
I
A
I
O
L’andamento della superficie di frattura è stato investigato
utilizzando tre differenti metodologie. Anzitutto è stata effettuata una osservazione al microscopio elettronico a scansione (SEM Philips XL 30 ESEM-FEG, dotato di EDX) delle superfici di frattura, focalizzando l’attenzione sull’evoluzione dei micromeccanismi di frattura sia in funzione della
composizione dell’acciaio che del valore di ∆K applicato.
E’ stata quindi effettuata una analisi della evoluzione della
rugosità della superficie di frattura effettuando, a differenti
distanze dall’apice dell’intaglio fino alla distanza corrispondente alla rottura di schianto, una analisi della evoluzione
della rugosità su tutto lo spessore del provino mediante un
rugosimetro Form Talysurf Plus, equipaggiato con un tastatore senza pattino il cui campo di misura è pari a ± 0,5 mm e
la cui risoluzione è pari a 16 nm. Per ognuna delle rilevazioni effettuate, è stato valutato il parametro di rugosità Ra
[µm] seguendo la normativa ISO 4287.
Infine, dopo una nichelatura chimica effettuata per proteggere la superficie di frattura, è stata effettuata una sezione mediante troncatrice diamantata nella direzione di propagazione
della cricca di fatica, in corrispondenza della metà dello
spessore del provino CT. Lo spezzone così ottenuto è stato
quindi inglobato e, dopo preparazione metallografica, è stato
attaccato utilizzando una soluzione di CuCl2 (2g) + HCl (40
ml) + etanolo (40 ml) per 15-30 secondi. In tal modo sono
stati messi in evidenza i grani di ferrite e di martensite lungo
il percorso di avanzamento della cricca di fatica. E’ stata
quindi effettuata l’osservazione al microscopio ottico della
superficie così attaccata in modo da seguire il percorso seguito dalla cricca, l’eventuale presenza di percorsi di avanzamento preferenziali e l’influenza delle fasi presenti.
Memorie
A
RISULTATI E DISCUSSIONE
Fig. 3 – Fatigue crack propagation results for the seven
investigated stainless steels (R = 0.1).
da/dN = C ∆Km
Fig. 4 – Andamento dei coefficienti “C” ed “m” della relazione di
Paris-Erdogan per gli acciai investigati (R = 0,1).
Fig. 4 – “C” and “m” Paris-Erdogan relationship coefficients
behavior for the investigated stainless steels (R = 0.1).
l’apice della cricca. Per ognuna delle condizioni investigate
è stata considerata come sufficientemente rappresentativo il
risultato di una singola prova, dato che la dispersione dei risultati è risultata essere contenuta [24] e, comunque, confrontabile con quella già ottenuta con leghe ottenute mediante processi di produzione tradizionali.
(1)
e calcolando i coefficienti di interpolazione “C” ed “m” (figura 4).
I risultati ottenuti confermano le considerazioni solo qualitative effettuate con l’analisi del diagramma di figura 3, mostrando un valore di “m” decisamente inferiore rispetto a
quello ottenuto per gli altri acciai investigati. Valori bassi del
parametro “m” non implicano automaticamente una migliore
resistenza alla propagazione della cricca di fatica della lega
in esame [26]. Per poter far ciò è necessaria un’analisi complessiva dei parametri m, C, ∆Kth, KIC, corredata da una analisi statistica ottenuta con un congruo numero di prove in
modo da definire, con una determinata probabilità, la migliore combinazione dei suddetti valori. Nel caso degli acciai inla metallurgia italiana
31
6/2004
Fig. 3 – Risultati delle prove di propagazione di cricca di fatica
per i sette acciai investigati (R = 0,1).
I risultati delle prove di propagazione della cricca di fatica
per i sette acciai inossidabili sinterizzati sono mostrati nella
figura 3.
Si può anzitutto osservare la netta differenza fra le curve relative agli acciai sinterizzate a partire da polveri monofasiche e la curva relativa all’acciaio sinterizzato a partire da
polvere duplex prelegate OSPRAY (25% Cr, 5% Ni, 2%
Mo). In questo caso il comportamento della lega risulta essere nettamente differente rispetto a tutti gli altri acciai considerati: si osserva una pendenza della zona di Paris meno
accentuata ed un valore della rottura di schianto più elevato.
Inoltre, nonostante non siano state effettuate prove di propagazione a bassa velocità, estrapolando i valori ottenuti dalle
prove di propagazione, si può affermare che il valore di soglia ∆Kth relativo all’acciaio sinterizzato a partire da polveri
duplex risulta più elevato che negli altri casi (la differenza
può superare i 3 MPa√m). L’analisi della pendenza della zona lineare (zona di Paris) può essere approfondita considerando la relazione di Paris-Erdogan [25] valida nello stadio
II di III di propagazione:
C
C
I
A
I
O
6/2004
Memorie
A
Fig. 5 – Analisi SEM della superficie di frattura dell’acciaio
inossidabile sinterizzato 100% AISI 434LHC (∆K = 15 MPa√m;
R = 0,1).
inossidabile sinterizzato 100% AISI 316LHD (∆K = 15 MPa√m;
R = 0,1).
Fig. 5 – 100% AISI 434LHC sintered stainless steel SEM fracture
surface analysis (∆K = 15 MPa√m; R = 0.1).
Fig. 7 – 100% AISI 316LHD sintered stainless steel SEM fracture
inossidabile sinterizzato 100% AISI 316LHC (∆K = 15 MPa√m;
R = 0,1).
inossidabile sinterizzato 70% AISI 316LHC + 30% AISI 434 LHC
(ρ = 6,89 g/cm3; ∆K = 15 MPa√m; R = 0,1).
Fig. 6 – 100% AISI 316LHC sintered stainless steel SEM fracture
Fig. 8 – 70% AISI 316LHC + 30% AISI 434 LHC sintered
stainless steel SEM fracture surface analysis (ρ = 6,89 g/cm3;
∆K = 15 MPa√m; R = 0.1).
vestigati in questo lavoro, è possibile identificare nell’acciaio
ottenuto da polveri prelegate OSPRAY quello caratterizzato
dalla migliore resistenza alla propagazione della cricca di fatica. Meno evidente è l’identificazione di un comportamento
migliore fra gli altri acciai inossidabili sinterizzati, in quanto
le differenze fra i coefficienti C ed m sono meno evidenti ed,
inoltre, in alcuni casi, valori di “m” più elevati si associano a
più alti valori della soglia ∆Kth. I valori di KIC, ottenuti per
estrapolazione considerando che la rottura di schianto avviene per un valore di ∆Kmax pari a (1-R)KIC, non sembrano differire per tutti gli acciai ottenuti da polveri monofasiche. L’analisi dei risultati esposti nelle figure 3 e 4 mostra, inoltre,
che la densità del manufatto non svolge un ruolo fondamentale nell’ottimizzazione della resistenza alla propagazione
della cricca di fatica. Certamente l’acciaio sinterizzato a partire da polveri duplex prelegate è anche quello caratterizzato
dalla densità più elevata, ma, nel caso degli acciai sinterizzati a partire da polveri monofasiche, la densità non sembra
svolgere un ruolo decisivo, almeno nell’intervallo considerato, compreso fra 6,89 e 7,16 g/cm3.
L’analisi SEM delle superfici di frattura mostra differenti
morfologie di frattura in funzione, principalmente, della microstruttura dell’acciaio, piuttosto che del ∆K applicato (figure 5-11, la cricca avanza da sinistra verso destra).
L’acciaio inossidabile sinterizzato ferritico mostra una superficie di frattura che presenta sia zone di avanzamento
mediante formazione di striature, sia microfratture per clivaggio, sia microduttilità, in alcune zone anche piuttosto
estesa (figura 5). Nel caso delle zone rotte per clivaggio, si
possono osservare anche delle cricche secondarie non estese. I due acciai inossidabili completamente austenitici mostrano una morfologia di frattura fondamentalmente legata
alla formazione di striature duttili (figure 6 e 7). Non si osserva la formazione di cricche secondarie.
Nel caso degli acciai inossidabili sinterizzati ottenuti da miscele di polveri austenitiche e ferritiche, si osservano i medesimi micromeccanismi di avanzamento per tutti e tre gli
acciai investigati (figure 8-10), sebbene, probabilmente,
l’importanza relativa di ciascuno dei micromeccanismi è influenzata dalla frazione volumetrica delle fasi presenti e dalla densità. Si osserva la formazione di striature sia duttili
che fragili, presumibilmente in corrispondenza, rispettivamente, di zone austenitiche e ferritiche. Cricche secondarie
e rotture per clivaggio si possono innescare in corrispondenza dei micropori. Inoltre, si evidenzia la formazione di microdimples con una morfologia simile a quella già osservata
nel caso dell’acciaio ottenuto da polvere completamente
ferrritica.
32
C
C
I
A
I
O
Memorie
A
(ρ = 7,12 g/cm3; ∆K = 15 MPa√m; R = 0,1).
stainless steel SEM fracture surface analysis (ρ = 7,12 g/cm3;
∆K = 15 MPa√m; R = 0,1).
inossidabile sinterizzato ottenuto da polveri duplex prelegate
OSPRAY (∆K = 15 MPa√m; R = 0,1).
(∆K = 15 MPa√m; R = 0,1).
Fig. 12 – Evoluzione del parametro di rugosità Ra rugosità in
funzione del ∆K applicato per gli acciai investigati.
Nel caso dell’acciaio inossidabile ottenuto da polveri prelegate duplex, la morfologia di frattura non presenta cricche
secondarie e solo in alcuni casi mostra la presenza di rotture
per clivaggio (figura 11). Il resto della superficie di frattura
risulta caratterizzata da un avanzamento mediante striature
non estese e rotture mediante formazione di microdimple.
L’analisi della evoluzione della rugosità del superficie di
frattura con il ∆K applicato è stata effettuata per determinare
il contributo dell’effetto di chiusura indotto dalla rugosità
della superficie e viene mostrata nella figura 12.
Si può osservare anzitutto l’evidente differenza fra i valori
relativi all’acciaio ottenuto da polveri prelegate ed i valori
ottenuti mescolando polveri monofasiche. Considerando, ad
esempio, il valore di ∆K di 15 MPa√m (identico a quello
utilizzato per le frattografie ottenute al SEM), si osserva
che, a fronte di un valore di Ra relativo all’acciaio ottenuto
da polveri prelegate di circa 5 µm, gli altri acciai mostrano
valori anche di tre volte superiori. Questa differenza resta
evidente per tutta la superficie di frattura. Considerando che
proprio l’acciaio inossidabile sinterizzato ottenuto da polveri duplex prelegate per il medesimo valore di ∆K mostra una
velocità di avanzamento di quasi un ordine di grandezza inferiore, e che, all’aumentare del ∆K applicato, tale differenza aumenta, ne consegue che il meccanismo di chiusura do-
Fig. 12 – Ra roughness parameter behaviour as a function of the
applied ∆K for the investigated stainless steels.
vuto alla rugosità della superficie di frattura ha una influenza non svolge un ruolo importante. Tale influenza ha in ogni
modo la sua importanza. Ciò è confermato dalla coincidenza
evidente fra alcune fluttuazioni dei risultati sperimentali nel
diagramma da/dN-∆K ed oscillazioni del valore di rugosità
ottenuto per il medesimo valore dell’ampiezza del fattore
d’intensificazione degli sforzi. Ad esempio, considerando
acciaio inossidabile sinterizzato 60% AISI 316LHC + 40%
AISI 434 LHC (figura 13), si osserva che, in corrispondenza
di un valore di ∆K applicato pari a circa 20 MPa√m, una diminuzione repentina del parametro di rugosità Ra da circa 20
a circa 15 µm, corrisponde ad una interruzione, seppure breve, dell’incremento della velocità ed ad un avanzamento a
velocità pressochè costante.
L’analisi dell’effetto di chiusura indotto dalla rugosità della
superficie di frattura è quindi utile per analizzare il comportamento del singolo provino, ma non risulta essere il meccanismo principale alla base delle differenze di velocità d’avanzamento fra i differenti acciai. Considerando inoltre che le prove sono state svolte in aria, che il livello d’ossidazione della
superficie di frattura è decisamente modesto e, presumibilmente, indipendente dall’acciaio inossidabile considerato, si
può ritenere trascurabile il contributo dell’effetto di chiusura
indotto dalla presenza di ossidi sulla superficie di frattura.
33
6/2004
stainless steel SEM fracture surface analysis (∆K = 15 MPa√m;
R = 0,1).
Fig. 11 – OSPRAY duplex powder sintered stainless steel SEM
fracture surface analysis (∆K = 15 MPa√m; R = 0,1).
C
C
Memorie
A
Fig. 13 – Rugosità Ra e velocità di avanzamento da/dN in funzione
del ∆K applicato (acciaio inossidabile sinterizzato 60% AISI
316LHC + 40% AISI 434 LHC).
Fig. 13 – Ra roughness parameter and da/dN crack growth rate
behaviour as a function of the applied ∆K (60% AISI 316LHC +
40% AISI 434 LHC sintered stainless steel).
I
A
I
O
arriva anche essere di un ordine di grandezza inferiore a
quello degli altri acciai sinterizzati investigati. Fra questi si
osserva un’evoluzione delle curve di avanzamento della
cricca che, partendo da velocità di avanzamento che arrivano che possono differire anche di un ordine di grandezza
(per ∆K = 10 MPa√m), divengono sempre più simili, fino
praticamente a sovrapporsi per elevati ∆K, prossimi alla rottura di schianto.
La minore plasticizzazione dell’apice della cricca, ed i più
elevati valori di rugosità superficiale ottenuti nel caso degli
acciai sinterizzati ottenuti da miscele di polveri monofasiche
rispetto all’acciaio ottenuto da una polvere duplex prelegata,
è dovuta alla presenza di percorsi di avanzamento della cricca di fatica a minor resistenza. Analizzando infatti il percorso della cricca mediante delle sezioni longitudinali, si osservano, nel caso degli acciai ottenuti da polveri monofasiche,
indipendentemente dalla frazione volumetrica delle medesime o dalla densità finale dell’acciaio, delle evidenti deviazioni da un avanzamento in puro modo I. In corrispondenza
delle zone di interfaccia fra l’austenite e la ferrite, ovvero là
dove vengono a formarsi frazioni volumetriche di martensite anche importanti (figura 14), la cricca tende ad avanzare
secondo dei percorsi di più facile avanzamento. La martensite tende, infatti, a far diminuire il valore di εr% (allungamento percentuale a rottura per sollecitazione di trazione) e,
complessivamente, la capacità del materiale di deformarsi
plasticamente [27]. Nonostante tali deviazioni trasformino
localmente la modalità di avanzamento da un puro modo I in
un modo misto I + II (meno critico per la cricca), e comportino un incremento anche notevole della rugosità della superficie di frattura (con il conseguente effetto di chiusura),
la velocità di avanzamento della cricca risulta incrementata
appunto dalla minore tenacità della zona che la cricca viene
ad incontrare nel suo cammino e dalla forte diminuzione
dell’importanza dell’effetto di chiusura dovuto alla plasticizzazione dell’apice della cricca.
CONCLUSIONI
Fig. 14 – Profilo di avanzamento della cricca di fatica per
l’acciaio inossidabile sinterizzato ottenuto dalla miscela di polveri
monofasiche 60% AISI 316LHC + 40% AISI 434 LHC (ρ = 7,14
g/cm3; R = 0,1; ∆K = 15 MPa√m; la cricca avanza verso destra).
Fig. 14 – 60% AISI 316LHC + 40% AISI 434 LHC (ρ = 7,14
g/cm3) sintered stainless steel fatigue crack profile (R = 0,1;
∆K = 15 MPa√m; crack growth from left to right).
6/2004
Dei tre principali meccanismi di chiusura resta quindi da
analizzare il contributo di quello legato alla plasticizzazione
dell’apice della cricca. Considerando che le prove di propagazione della cricca di fatica sono state svolte in controllo di
carico (∆P costante), e che la dimensione della zona plasticizzata può essere espressa, almeno approssimativamente,
dalla relazione di Irwin:
rp = 1/2π (Kmax/σy)2
(2)
Kmax = ∆K/(1-R)
(3)
ne consegue che il raggio di plasticizzazione aumenta con
l’avanzare della cricca, secondo il quadrato dell’ampiezza
del fattore di intensificazione degli sforzi applicato. L’importanza dell’effetto di chiusura dovuto alla plasticizzazione
dell’apice della cricca aumenta quindi sempre più con l’aumentare del ∆K applicato. Questo è quello che si ottiene nel
caso dell’acciaio inossidabile ottenuto da polveri prelegate
duplex. Esso mostra un’evoluzione della velocità di avanzamento della cricca completamente differente rispetto a quella degli altri acciai sinterizzati investigati (figura 3): all’aumentare del ∆K applicato, la sua velocità di avanzamento
34
In questo lavoro è stata analizzata la resistenza alla propagazione della cricca di fatica in sette differenti acciai inossidabili sinterizzati ottenuti da differenti miscele di polveri monofasiche austenitiche (AISI 316LHC e 316LHD) e ferritiche (AISI 434LHC), oppure ottenuti dalla sinterizzazione di
una polvere duplex prelegata OSPRAY 25% Cr, 5% Ni, 2%
Mo.
Differenti procedure sperimentali sono state adottate per poter analizzare i micromeccanismi di avanzamento della cricca di fatica e per poter valutare il contributo delle differenti
modalità con cui l’effetto di chiusura può influenzare l’avanzamento della cricca medesima.
I risultati ottenuti hanno mostrato che l’acciaio ottenuto dalla sinterizzazione di una polvere duplex prelegata OSPRAY
25% Cr, 5% Ni, 2% Mo offre la migliore resistenza alla propagazione della cricca di fatica e, nonostante tale resistenza
non raggiunga ancora gli elevati valori caratteristici degli
acciai inossidabili duplex ottenuti mediante tecnologie tradizionali, le possibilità che vengono ad offrirsi sono decisamente promettenti.
Il contributo dell’effetto di chiusura dovuto alla plasticizzazione dell’apice della cricca risulta essere preponderante rispetto a quello legato alla rugosità della superficie oppure a
quello legato alla ossidazione della superficie di frattura. Gli
acciai ottenuti dalla miscela di polveri monofasiche non riescono ad offrire un incremento della resistenza alla propagazione della cricca di fatica rispetto agli acciai monofasici in
quanto la presenza di elevate frazioni volumetriche di martensite implica la possibilità per la cricca di trovare piuttosto
facilmente dei percorsi di avanzamento a minor resistenza.
C
I
[1] J. Charles, Duplex stainless steels 91, Ed. Physique,
1991, 1, 3.
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[15] S. Suresh, R.O. Ritchie, Metall. Trans. A, 1982, 13A ,
B
S
FATIGUE CRACK PROPAGATION RESISTANCE OF SINTERED
OBTAINED FROM PREMIXES OF 316 AND 434 POWDERS
AND FROM A PREALLOYED DUPLEX POWDER
KEYWORDS
stainless steel, fatigue, powder metallurgy
Duplex stainless steels are widely used in chemical, petrochemical, nuclear and food industries: this is due to their
combination of good mechanical properties and high corrosion resistance in many different environments. Because of
their low Ni content, their cost is absolutely competitive if
compared to austenitic stainless steels with an analogous
corrosion resistance.
However, duplex stainless steels are characterized by considerable difficulties from the manufacturing point of view,
and powder metallurgy offers an excellent alternative to
produce these steels. Attempts have been made to introduce
ferrite phase in austenitic stainless steels either through the
introduction of silicon powder, or directly using premixed or
prealloyed stainless steels powders.
Duplex stainless steel obtained by means of the “traditional” metallurgy are characterized by a good fatigue crack
I
O
1627.
[16] J.H. Kim, S.B. Lee, Int. J. of Fatigue, 2001, 23, 247.
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[27] T. Marcu Puscas, A. Molinari, La Metallurgia Italiana,
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BIBLOGRAFIA
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Questo studio è stato condotto nell’ambito del programma
“COFIN 2000” prot. MM09627282.
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propagation resistance that is substantially chemical composition independent: it is influenced by the austenite and
ferrite volume fractions and by the possible presence of carbides, nitrides and many intermetallic phases that could
precipitate. In fact, these steels are characterized by the presence of two critical temperature ranges. The higher critical
temperature range (between about 600°C and 1050°C) is
characterized by the precipitation of carbides (M 23C 6,
M7C3), nitrides (Cr2N, CrN) or different intermetallic phases (among them, the most dangerous is the s phase). The
lower critical range (between about 350°C and 600°C) is
characterized by the ferrite spinodal decomposition and by
the precipitation of different intermetallic phases (e.g. the G
phase) in ferrite grains, usually corresponding to dislocations or to α/γ interfaces. Furthermore, sintered stainless
steel fatigue crack propagation resistance is also influenced
by the presence of micropores. Their dimension, density and
distribution depend on the sintering conditions.
Among the main fatigue crack propagation micromechanisms, the importance of the crack closure effect is widely accepted: this mechanism, which results from interferences
between mating fracture surface, implies the reduction of
the local “crack driving force” from nominal levels (based
35
6/2004
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C
on global measurements of applied load and crack length;
e.g. ∆K = Kmax – Kmin) to some lower effective near tip level
(e.g. ∆Keff = Kmax – Kcl, where Kcl is the minimal K value that
corresponds to the first contact between fracture surfaces ).
This effect is more evident for short cracks or, considering
long crack, for lower stress ratio values. Usually, the main
crack closure mechanism is due to the crack tip plasticization (crack tip plasticity induced): this is more evident in
plane stress conditions or considering very low crack
growth rates (e.g. threshold conditions [18, 19]). This crack
closure mechanism is not unique: others mechanisms were
identified, depending on the loading conditions (e.g. environmental conditions) or the alloy specificity. Crack surface
corrosion product formation, fracture surface roughness,
fluid pressure within the crack, metallurgical transformation, or non metallic particles presence could influence the
effective crack tip driving force, strongly modifying the macroscopic crack behavior.
In this work seven different sintered stainless steels were
considered. Six stainless steels were obtained considering
premixes of AISI 316 LHC and AISI 434 LHC stainless
steels powders, with different volume fractions or final densities (sintering was performed at 1250°C under vacuum for
1 hour):
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36
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• 100% AISI 316LHC (ρ = 7.08 g/cm3)
• 100% AISI 316LHD (ρ = 7.04 g/cm3)
• 70% AISI 316LHC + 30% AISI 434 LHC (ρ = 6.89 g/cm3)
• 70% AISI 316LHC + 30% AISI 434 LHC (ρ = 7.12 g/cm3)
• 60% AISI 316LHC + 40% AISI 434LHC (ρ = 7.14 g/cm3)
• 100% AISI 434LHC (ρ = 7.16 g/cm3)
Furthermore, a prealloyed sintered OSPRAY (25% Cr, 5%
Ni, 2% Mo) powder was considered: sintering was performed at 1215°C for 15 minutes obtaining a duplex stainless
steel with a density of 7.37 g/cm3.
All the investigated stainless steels are characterised by an
interesting fatigue crack propagation resistance. Sintered
stainless steels obtained from premixed powders do not improve their fatigue crack propagation resistance with respect to monophasic sintered steels: the presence of high
martensite volume fractions implies the possibility for the
crack to find crack path characterised by lower resistance.
The most interesting behaviour is connected to the sintered
stainless steel obtained from the prealloyed 25% Cr, 5% Ni,
2% Mo OSPRAY duplex powder. Although this steel does not
offer the same properties of duplex stainless steel obtained
via traditional manufacturing, the possibilities of further
improvements are really interesting.
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High pressure die casting (HPDC)
of advanced reinforced aluminium alloys
J. Goñi, P. Eguizabal, J. Coleto, J. R. Guridi, I. Garitagoitia, E. Garitagoitia, E. Barbarias
An advanced material based on a AlSi8Cu3Fe alloy reinforced with 6%wt. of Titanium Diboride (TiB2)
particles was employed to produce demonstrator clutch discs and to compare the obtained properties with
those of the corresponding non reinforced alloy. The new material was produced through an in-situ
reaction in which two salts were incorporated into the aluminium alloy melt to produce the reinforcing
particles through an exothermal chemical reaction. The material so formed was first used to obtain
samples through the direct Squeeze Casting technology at lab scale.
Afterwards, it was also employed to produce some demonstrator prototypes with a conventional industrial
High Pressure Die Casting (HPDC) equipment. Results obtained with the reinforced material with the
Squeeze Casting and HPDC technologies are presented and compared to those obtained with the
corresponding non reinforced equivalent. The effect of the TiB2 particles was analysed in terms of
enhancement of mechanical properties at high temperatures, thermal properties, processing, etc.
Minor changes had to be implemented in the moulds and equipments used to produce the final samples
and components. The melt was stirred in order to avoid the settling phenomenon that might have taken
place due to the difference of the density of the particles and the alloy.
The processing parameters had to be fixed in order to
take into account the different viscosity, castability and solidification pattern of the new material.
Information on the optimization of the casting processes and properties of the Squeeze Casting and
HPDC samples obtained are shown.
Memorie
A
INTRODUCTION
The need of new light materials that can comply with the
more and more demanding mechanical and thermal requirements for transport applications is being an important driving force for the research on advanced aluminium alloys.
The use of Metal Matrix Composites (MMC) is considered
to be a good alternative for the substitution of several ferrous and non ferrous components as they present improved
specific mechanical properties, good thermal dissipation
features and excellent wear resistance. Notwithstanding all
this, the use of these materials in commercial applications is
not as extended as foreseen because of some drawbacks that
remain unsolved, i.e. high raw material and machining costs, low ductility values. etc.
The production of new reinforced aluminium alloys through
in-situ processes is seen as an interesting alternative to the
traditional MMC production routes (Powder metallurgy or
incorporation of ceramic particles into the metallic matrix
through liquid routes). Both the cost of the process and the
nature of the formed composites may minimize these problems.
The in-situ production route used to produce the selected advanced materials, involves premixing two fluoride salts and
incorporating them into a melt of the desired alloy composi-
J. Goñi, P. Eguizabal, J. Coleto, J. R. Guridi
Fundación Inasmet, Mikeletegi Pasealekua 2, 20.009 San Sebastián, Guipúzcoa (Spain)
(speaker email: [email protected])
I. Garitagoitia, E. Garitagoitia, E. Barbarias
Inyectados Gabi S.A., Zubiaurre 7, 48.250 Zaldibar (Spain)
tion. The resulting self-propagating exothermic reaction gives way to the production of small sized (0.5-1.5 µm) TiB2
particles that provide an improvement in the mechanical and
thermal properties of the base alloy. Titanium diboride
(TiB2) is a ceramic material with a density of 4.50 g/cm3 that
presents a relatively high strength, hardness and wear resistance (Ref.1).The reaction of fluoride salts to produce TiB2
particles is based on an established process used to for the
production of AlTiB grain refining master alloys. London
Scandinavian Metallurgical Co. (LSM) prepared the materials to be cast based on this technology. Even though
reinforcement contents of up to 12%wt. can be achieved at
lab scale these are not castable (Ref.2) and therefore, alloys
with a content of 6%wt. were used through the study in order to produce the final components through the Squeeze
Casting and HPDC processes.
An AlSi8Cu3Fe alloy was chosen that contained TiB2 particles to carry out the comparison between the advanced material and the corresponding non reinforced alloy when processed through the direct Squeeze Casting and HPDC processes. The main goal of the study was to reach to know the
feasibility of using the new advanced materials for transport
applications where properties that cannot be reached with
the non reinforced materials are required. Special attention
was thus given to the capacity of the reinforced materials to
flow and fill the moulds and to the obtained tensile properties at high temperatures as well as the dimensional stability
and thermal properties.
Samples were prepared in a laboratory scale Squeeze Casting equipment consisting of a heated mould to produce cylindrical samples from which tensile specimens can be
drawn and a 200Tn hydraulic press that applies pressure on
the material through the filling and solidification stages. The
study on the HPDC process with the reinforced materials
45
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Parole chiave:
High Pressure Die Casting (HPDC), Squeeze Casting, Titanium Diboride (TiB2), Metal Matrix Composites (MMC), In-situ composites
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was carried out in an industrial facility. A clutch disc mould
was used to carry out the preliminary studies on the optimization of the process and final demonstrator components
were produced with both reinforced and non reinforced materials in order to compare the different behaviour of the materials during the injection stage and the mechanical and
thermal properties of samples obtained from the final components.
TECHNICAL APPROACH
The main objective of the study was to evaluate the feasibility of using the in-situ produced MMC material for HPDC
and Squeeze Casting processes. The behaviour of the selected materials during the melting and casting steps was
analysed and samples were produced to compare the mechanical properties of the advanced alloys with the corresponding non reinforced materials as well as to make a comparison between the direct Squeeze Casting and HPDC casting
processes.
The materials used for this study were an AlSi8Cu3Fe alloy
typical for die casting applications and the corresponding
reinforced material AlSi8Cu3Fe + 6%wt. TiB2 particles. The
latter was provided by London Scandinavian metallurgical
Co. Ltd. (U.K).
SQUEEZE CASTING STUDIES
The direct Squeeze Casting process was applied for the production of samples to compare the selected materials.
In this technology, the melt alloy is poured in a preheated
mould and a high pressure is immediately applied over the
liquid metal in order to fill complex shaped moulds and obtain a high solidification rate. For this purpose, the metallic
mould is located in the plates of a hydraulic press and
preheated before the casting stage. Once the melt alloy is
poured, the pressure is applied through a ram located in the
upper plate of the press, leading to the production of samples without any porosity and that have been rapidly solidified thanks to the application of high pressures and a specially designed water cooling system within the mould.
Samples manufactured through this process were cylindrical, having a diameter of near 103 mm and a height of 40
mm. Before final samples were prepared for the characterization, the casting was optimized through a preliminary
study in which aspects like the stirring mechanism of the
melt to avoid the settling of the TiB2 particles, use of strontium as grain modifier and the effect of different casting
temperatures (680-740ºC), two temperatures of the mould
(150-300ºC) and two different pressures (50-100 MPa) were
studied. Eventually, final samples were cast at 740ºC, a
pressure of 100 MPa with the addition of strontium
(0.01%wt.).
Once samples had been cast with the two materials selected,
tensile samples were drawn and a detailed microstructure
examination was carried out. The X-ray inspection confirmed the absence of any porosity in the obtained parts.
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Microstructure Analysis
Porosity: No porosity could be appreaciated in any of the
two materials. The application of high pressures during the
solidification step of the material together with the near laminar flow of the material when pressed into the interior of
the mould leads to the absence of porosity into the parts.
Distribution of the reinforcement: It had been previously reported (Ref.3-5) that the differences in density between the
molten aluminium and TiB2 particles (ρAl=2.7g./cm3 and
46
Fig. 1 – Microstructure of Direct Squeeze Casting samples.
Material: AlSi8Cu3Fe + TiB2 (6%wt.) particles.
Fig. 1 – Microstruttura dei campioni prodotti mediante Direct
Squeeze Casting. Materiale: AlSi8Cu3Fe + particelle di TiB2 (6%
peso).
ρTiB2=4.5 g./cm3) might lead to settling derived problems if
no stirring is applied during casting operations. The particles
might remain at the bottom of the crucible and the homogeneity of the components produced and final properties obtained could be greatly affected. In the case of the Squeeze Casting experiments, the materials were melt with an induction
furnace. The microstructure analysis showed the stirring that
is induced into the melt through this heating method is enough to avoid the settling up phenomenon.
Microstructure: An example of the microstructure of the
reinforced alloy obtained at different casting conditions is
following shown (see Fig.1). The microstructure seems to
be very refined although no evidence of different grain or
dendritic size can be observed with different levels of pressure. No much differences could be appreciated between the
reinforced and non reinforced materials, the phases and intermetallics observed are those corresponding to the matrix
alloy and the grain size is similar in both cases. The effect of
the strontium addition and pressure may have masked the
effect of the TiB2 particles (Ref.2,6) as no differences could
be appreciated in the size and shape of the grains. The TiB2
particles are normally located in the grain boundaries and
interdendritic regions.
Properties of samples produced by Direct Squeeze Casting
Tensile specimens were obtained from the cilindrical shaped
samples with the reinforced and non reinforced materials.
These samples had been produced at the following processing conditions: i) Material T: 740ºC, ii) Pressure during solidification: 100 MPa, iii) Use of strontium (0,01%) as grain
modifier, iv) Degassing of the melt with argon gas and v)
Accelerated solidification through the use of water as cooling agent.
The effect of the TiB2 particles can be clearly appreciated in
the obtained results.
Particles provide a clear enhancement of tensile properties
at high temperatures even though the deformation values are
lower as foreseen (Ref.3-4,6). A decrease of down to 20% in
the value of the Coefficient of Thermal Expansion (CTE)
was measured that can be interesting for applications where
dimensional estability at high temperatures is required. On
the other hand, the reinforced material presented an increased hardness as foreseen (Ref.6-8).
HIGH PRESSURE DIE CASTING (HPDC) STUDIES
The castings were carried out in the facilities of Inyectados
Gabi company (Spain) with a conventional aluminium High
Pressure Die Casting equipment. The main objectives of
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Table 1 – Tensile properties at
different T of samples
produced via direct Squeeze
Casting.
Tabella 1 – Caratteristiche
tensili a diverse temperature
dei campioni prodotti
mediante direct squeeze
casting.
CTE (10-6/°C)
Hardness (HB)
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UTS (MPa)
(Troom)
UTS (MPa)
150 °C
UTS (MPa)
250 °C
YS (0.2%) (MPa)
(Troom)
Strain (%)
(Troom)
AlSi8Cu3Fe
+ TiB2 6% wt.
218-234
227.3
191.2
139-151
0.95-1.80
AlSi8Cu3Fe
223-226
175-187
NA
170-176
2.7
Material
Reinforced
AlSi8Cu3Fe
Non-reinforced
AlSi8Cu3Fe
17.2
89
22.0
80
Memorie
A
Table 2 – CTE and hardness properties measured.
Tabella 2 – Confronto dei coefficienti di espansione termica e
della durezza misurate.
Fig. 2 – A) Demonstrator clutch disc within the HPDC mould
(AlSi8Cu3Fe + TiB2 (6%wt.) particles), B) Machined component.
Fig. 2 – A) Disco di frizione dimostrativo all’interno dello stampo
di pressocolata ad alta pressione (AlSi8Cu3Fe + particelle di
TiB2 (6% peso) ; B) Componente dopo lavorazione.
Fig. 3 – Visual examination and checking of the presence of
porosity into the final component demonstrators.
Fig. 3 – Controllo visivo e rilevazione della presenza di porosità
nei componenti finali dimostrativi.
Material
UTS (MPa) YS (0.2%) (MPa) Strain (%)
(Troom)
(Troom)
(Troom)
AlSi8Cu3Fe
+ TiB2 (6% wt.)
particles
184-215
172-182
0.80-1.2
AlSi8Cu3Fe
175-195
156-166
0.9-1.3
Table 3 – Tensile properties of samples produced via HPDC.
Tabella 3 – Caratteristiche tensili dei diversi campioni prodotti
mediante HPDC.
the final component. In fact, the reinforced material presented somehow a better castability than the AlSi8Cu3Fe alloy
and lower pressures and temperatures could be used to fill
the mould due to the thixotropic features provided by the
presence of the TiB2 particles.
No much differences were observed at room tamperature
properties even though the positive effect of the reinforcing
particles seems to be confirmed (increased properties, lower
porosity levels, etc.)
47
6/2004
these castings were to optimize the production of components manufactured with the reinforced AlSi8Cu3Fe alloy
and to obtain data to compare the behaviour and properties
of this material with the corresponding non reinforced alloy.
The study was carried out in two consecutive stages. The first phase was devoted to check the behaviour of the reinforced material and adapt the casting parameters to the material
and component to be produced.
A degassing FDU impeller was used that introduced NPU5
high purity nitrogen into the melt with the main goal of stirring the melt material to avoid the phenomena of particle
settling.
Preliminary castings were carried out at different conditions
(pressure, temperature of the metal, speed of the first and second phases) and components were machined to check the
presence of internal porosity (Ref.9).
The conclusions from this first phase can be summarized as
follows:
• The optimum casting T for the reinforced aluminium alloy
was around 730ºC. It is advisable to keep the temperature
below 750ºC to avoid agglomeration and viscosity related
problems.
• The addition of strontium as a grain modifier is beneficial
in order to obtain an improved microstructure. It modifies
the silicon and seems to redistribute porosity (Ref.2,6).
• The TiB2 particles seem to provide thixotropic properties
to the melt (Ref.2,3,6). It has been checked that lower casting temperatures than those with the non reinforced alloy can be used to fill the mould.
• No differences were appreciated with the rest of the processing parameters tested but a large amount of slag was
produced during the different steps of melting, degassing
and mixing of the melt.
Once the optimum conditions had been identified, demonstrator components were obtained to carry out the analysis
of the soundness and mechanical properties.
Parts were also cast with the non reinforced AlSi8Cu3Fe alloy to compare the casting behaviour and properties of both
materials.
The resulting parts were visually analysed and checked by
X-Ray inspection. Both analysis showed that the castings
were sound even though a persistent porosity could be
always appreciated in the same area of the component that
was finally deemed to be due to the thickness of the part selected and the incorrect design of the mould.
The differences in the processing of the two materials were
not large.
No modifications in the equipment or facilities were needed
to inject the reinforced materials with the exception of the
compulsory use of the degassing impeller device to make it
sure that TiB2 particles were homogeneously distributed in
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The feasibility of producing HPDC components with the advanced AlSi8Cu3Fe + TiB2 (6%wt.) material was confirmed.
Handling of the reinforced alloys does not require much
changes in the equipment and processes. Stirring must be
provided to the reinforced alloy melt in order to make it sure
that the particles are correctly distributed. Minor changes
are needed in the rest of the processing parameters.
Properties obtained through the direct Squeeze Casting process are better as foreseen. The degree of internal porosity is
mimimized due to the effect of the pressure applied during
the solidification stage and the flow pattern of the materials
into the dies (Ref.10-11).
The presence of TiB2 particles provides an improvement in
the tensile properties at high temperatures and hardness of
the components. The CTE values obtained are lower and the
microstructure of the parts is improved.
ACKNOWLEDGEMENTS
Part of the presented study was based on a European Project
funded by the European Commission (BRST-CT-19985374).The authors want to thank the rest of the companies
that took part of the Project (Nottingham Aluminium, Tarabusi S.A., JBTechnologies and Faseg ) as well as London
Scandinavian metallurgical Co. Ltd. (U.K.) for their collaboration in the production of the reinforced material and technical discussions.
REFERENCES
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B
S
PRESSOCOLATA AD ALTA PRESSIONE
(HIGH PRESSURE DIE CASTING - HPDC)
DI LEGHE DI ALLUMINIO RINFORZATE
6/2004
PAROLE CHIAVE:
Pressocolata (HPDC), Alluminio e leghe, Materiali compositi
Un materiale avanzato basato una lega AlSi8Cu3Fe rinforzata con particelle di Diboruro di Titanio (TiB2) pari a 6%
in peso è stato utilizzato per produrre dischi di frizione a
scopo dimostrativo e per confrontarne le caratteristiche con
quelle delle corrispondenti leghe non rinforzate.
Il nuovo materiale è stato prodotto mediante una reazione
in-situ per la quale due sali sono stati incorporati nella colata di lega di alluminio al fine di produrre le particelle
rinforzate mediante reazione chimica esotermica. In un primo tempo il materiale così formato è stato utilizzato per
produrre in laboratorio campioni mediante la tecnologia di
direct squeeze casting.
In seguito lo stesso materiale è stato utilizzato per produrre
con procedura industriale prototipi dimostrativi mediante
48
E
L
E
G
H
E
Standards and Technology 105, 709-720 (2000).
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Al2O3 and Al3Ti particles”, Metallurgical and Materials transactions A, Vol. 30A, (January 1999), pp. 243248.
8) M.A.IMAN, R.DENALE, S.HANADA, Z.ZHONG,
D.N.LEE (eds.), Proceedings of the 3rd Pacific Conference on Advanced Materials Processing, Vol.1 (Honolulu, 12/7/98), TMS, Warrendale, USA (1998) 279-286.
9) J.GOÑI, P.EGUIZABAL, J.COLETO, I.MITXELENA,
I.LEUNDA and J.R. GURIDI, “High performance automotive and railway components made from novel competitive aluminium composites”. Materials Science and
Technology (July 2003), Vol.19, pp. 931-934.
10) R.F.LYNCH, R.P.OLLEY, P.C.J.GALLAGHER,
“Squeeze casting of aluminum”. Diecasting Engineer,
CONCLUSIONS
A
O
T
R
A
C
T
con un impianto convenzionale di High Pressure Die Casting (HPDC).
Nel presente lavoro vengono riportati i risultati ottenuti con
il materiale rinforzato prodotto con entrambe le tecnologie
di squeeze casting e HPDC e viene effettuato un confronto
con quelli ottenuti con equivalenti materiali non rinforzati.
L’effetto delle particelle di TiB2 è stato analizzato in termini
di miglioramento di caratteristiche meccaniche a temperature elevate, caratteristiche termiche, processo, ecc.
Soltanto modifiche minori sono stati apportate agli stampi e
agli impianti utilizzati per produrre i campioni e i componenti finiti. Per evitare il fenomeno di sedimentazione che si
sarebbe potuto verificare a cause delle differenza di densità
fra particelle e lega, è stato predisposto il rimescolamento
del materiale da colare. Per tenere sotto controllo le variazioni che si possono determinare in termini di viscosità, colabilità e schemi di solidificazione del nuovo materiale sono
stati definiti precisi parametri di processo.
Nella memoria vengono riportate le informazioni sull’ottimizzazione dei processi e delle caratteristiche della colata
dei campioni ottenuti mediante Squeeze Casting e HPDC.

Cilinder liners in aluminium matrix composite by centrifugal casting

Transcript

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