Capitolo 1 Metallurgia delle leghe Al-Si-Mg da getto
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1 Metallurgia delle leghe Al-Si-Mg da getto
1.1 Leghe Alluminio-Silicio
In questa classe di materiali sono comprese le leghe di Alluminio per getti colati per gravità
più diffuse, per un’ampia gamma di applicazioni, caratterizzate da una percentuale di Silicio
compresa tra il 2 ed il 23%. Vengono impiegate, senza Rame, qualora siano richieste buona
colabilità, media resistenza meccanica e buona resistenza a corrosione. Modeste aggiunte di
Magnesio rendono queste leghe trattabili termicamente ed induribili per precipitazione, quindi
idonee anche ad impieghi semistrutturali e strutturali. La tenacità e la duttilità, specialmente per
le composizioni con maggiori tenori di Silicio, possono essere migliorate per mezzo di un
particolare trattamento metallurgico: la “modifica”, che determina la variazione delle dimensioni
e della geometria dei cristalli di Silicio, da aciculare a globulare. La modifica delle leghe
ipoeutettiche, quindi con un tenore di Silicio inferiore al 13%, è particolarmente vantaggiosa per
la colata in sabbia e può essere ottenuta per mezzo di aggiunte controllate di Sodio o di Stronzio
che affinano l’eutettico; possono essere usati anche Calcio ed Antimonio. Va ricordato che la
modifica delle dimensioni dell’eutettico, ma non della struttura, può essere ottenuta con
solidificazioni estremamente rapide collegate a bruschi raffreddamenti, i cui effetti però non
raggiungono l’efficacia del trattamento di modifica vero e proprio.
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1.1.1 Effetti del Silicio sulla microstruttura
Il contenuto di Silicio in questo tipo di leghe, come detto in precedenza, varia dal 2% al
23% in peso e la microstruttura può essere ipoeutettica, eutettica o ipereutettica. Le proprietà di
ogni specifica lega dipendono dalle caratteristiche di
ogni suo componente (fase α-Alluminio e cristalli di
Silicio) e dalla loro morfologia. La presenza di Silicio fa
aumentare le caratteristiche di resistenza e durezza della
lega, senza ridurne la duttilità. L’importanza del Silicio
in questo tipo di leghe è soprattutto la sua capacità di
aumentarne la fluidità e quindi la colabilità. Piccole
percentuali di Silicio in aggiunta all’alluminio
provocano la riduzione del coefficiente di dilatazione
termica, proprietà molto utile nei processi di colata, insieme ad un sensibile abbassamento della
fragilità da ritiro, grazie all’espansione del Silicio durante la solidificazione. Per comprendere i
meccanismi attraverso i quali il esso influenza le proprietà dell’Alluminio è necessario prima
esaminare le caratteristiche dei due componenti, distintamente, considerando per ora le
caratteristiche dell’Alluminio puro.
Il reticolo cristallino dell’Alluminio, schematizzato in figura 1.1, è di tipo cubico a facce
centrate (CFC) con fattore di impaccamento di 0,74. La resistenza a trazione determinata sulla
base di calcoli teorici sul reticolo cristallino dell’Alluminio è decisamente inferiore a quella
reale, determinata sperimentalmente. Questa differenza è dovuta alla presenza nel reticolo di
difetti puntuali (vacanze), lineari (dislocazioni) o superficiali (bordi di grano), che rendono la
deformazione plastica più facile. Le forze che ostacolano il movimento delle dislocazioni,
principali responsabili della deformazione plastica, sono piuttosto basse nel caso dell’alluminio.
Per questo motivo il meccanismo di rafforzamento deve agire ostacolando il moto delle
dislocazioni, in modo da aumentare lo sforzo necessario per il movimento delle stesse e per la
deformazione a livello macroscopico del materiale. Il meccanismo di rafforzamento per
soluzione solida agisce sfruttando la distorsione indotta nel reticolo da un elemento
sostituzionale in modo da rendere più difficoltoso lo scorrimento della dislocazione. Nel
rafforzamento per precipitazione, invece, l’ostacolo è costituito dalla seconda fase, ottenuta
sfruttando la variazione di solubilità con la temperatura dell’elemento alligante nell’Alluminio.
L’effetto del rafforzamento è tanto più efficace quanto più limitate sono le dimensioni dei
precipitati della seconda fase e se, quest’ultima, si mantiene coerente con la fase primaria. Nel
caso dell’Alluminio puro, qualora a questo venga addizionato un secondo elemento, questo si
Figura 1.1 [1] - Rappresentazione
schematica della distribuzione degli ioni
nella cella cubica a facce centrate (a) e
descrizione dell’effettivo grado di
impaccamento, ottenuta rappresentando
ogni ione positivo come una sfera o una
porzione di sfera (b).
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comporterà come impurezza sostituzionale nella cella elementare dell’Alluminio, causando una
sorta di perturbazione dimensionale. Questa deformazione può essere assorbita dalle celle
adiacenti, permettendo la formazione di una soluzione solida, chiamata fase α-Alluminio. La
solubilità dell’elemento alligante è influenzata sia dalla dimensione dell’atomo di soluto che
dell’atomo del solvente (ci sarà una distorsione minore se le dimensioni dei due atomi sono
simili) e dalla temperatura, il cui aumento rende gli atomi più mobili e quindi meno disturbati
dalla presenza del soluto. Al crescere del numero di atomi estranei si arriva comunque ad un
punto al quale le distorsioni indotte sulle celle non sono più sopportabili, in termini di energia,
da parte del reticolo dell’Alluminio: a questo punto viene a formarsi una nuova fase, costituita da
cristalli precipitati dell’elemento alligante. La massima quantità di soluto accettata dal solvente,
in questo caso l’Alluminio, viene chiamata limite di solubilità ed è dipendente dalla temperatura.
Nel diagramma di stato Al-Si (figura 1.2) la curva di solubilità permette di individuare due
regioni, quella monofasica, cioè la soluzione solida α, ricca di alluminio, con una certa quantità
di silicio disciolto, e quella bifasica, dove oltre alla fase α è presente anche la seconda fase. La
solubilità del silicio a temperatura ambiente è scarsa e raggiunge il massimo alla temperatura
eutettica di 577°C con 1,65% di Silicio.
Silicio e Alluminio danno origine ad
una soluzione solida di Silicio in
Alluminio ( α) e di Silicio ( β), con un
eutettico α + β alla temperatura appunto
di 577°C con un tenore di silicio del
12,6%. Poiché questo sistema non
forma composti intermetallici, il Silicio
precipita direttamente dalla matrice
della soluzione solida primaria.
I precipitati di Silicio nella maggior
parte delle leghe Al-Si si trovano nello
stato di cristalli puri: possono avere
diversa morfologia, ad esempio primaria, compatta nel caso delle leghe ipereutettiche o
ramificata nel caso di leghe eutettiche (figura 1.3). Bisogna però operare una distinzione tra la
fase α a morfologia dendritica, formatasi prima di raggiungere la temperatura eutettica (fase
primaria) e la fase α eutettica, che comincia a formarsi a questa temperatura, insieme ai grani di
silicio eutettico. Nel caso la lega sia eutettica, questa solidificherà a partire da 577°C (vedi
diagramma Al-Si di figura 1.2) senza formare la fase α primaria, ma dando direttamente origine
Figura 1.2 [2] - Diagramma di stato del sistema binario
Alluminio-Silicio.
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alla fase α e al Silicio
eutettici. Nel caso di
lega iper-eutettica,
invece, si ha prima
solidificazione dei grani
di silicio e poi, raggiunta
la composizione
eutettica, si forma ancora
fase α e silicio eutettico.
I cristalli di Silicio che si formano hanno una struttura tetragonale, simile a quella del diamante:
a causa di questa struttura, costituita da legami covalenti e dunque molto forti, gli atomi possono
muoversi dalla loro posizione soltanto se il legame viene distrutto: per questo motivo i cristalli di
silicio presentano un’alta resistenza, ma anche una notevole tendenza alla frattura fragile.
1.1.2 Proprietà legate all’aggiunta di Silicio
Prescindendo per il momento dalla morfologia, dalle dimensioni e dalla distribuzione dei
precipitati di Silicio, è possibile effettuare una semplificazione per quel che riguarda la
resistenza delle leghe Al-Si: questa può essere valutata in funzione della frazione in volume di Si
in lega, tramite la seguente relazione:
) ( ) (
Si Si
V V ⋅ + ⋅ = σ σ σ
α α
(1.1)
dove σ
α
e σ
Si
sono gli sforzi per unità di volume delle due fasi presenti e V
α
e V
Si
sono le
rispettive frazioni di volume. In realtà le proprietà di resistenza dipendono fortemente dalla
morfologia dei precipitati dispersi, che sono in grado di conferire proprietà molto diverse anche a
leghe con tenori di Silicio pressoché uguali. L’equazione di Hall – Petch esprime proprio questa
relazione e precisamente l’influenza della morfologia dei costituenti sullo sforzo di snervamento:
2
1
−
+ = d K
m s Pl
σ σ
(1.2)
dove σ
Pl
è lo sforzo da applicare al campione policristallino, σ
s
è la resistenza del reticolo al
movimento delle dislocazioni, K
m
è una costante e d è il diametro del grano. E’ stato dimostrato
sperimentalmente che nel caso di strutture di tipo dendritico l’effetto della formula di Hall-Petch
è dipendente dalle dimensioni delle braccia delle dendriti ( λ) e dalle dimensioni delle lamelle di
Figura 1.3 [2] - Micrografie di leghe Al-Si a diverso sontenuto di Silicio: a)
ipoeutettica; b)eutettica; c) ipereutettica (100X).
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Silicio (γ). Questa relazione è stata valutata sperimentalmente per la lega C356 ed è la seguente:
) ( ) (
2
1
2
1
3 2
− −
+ + = e k e k k R
m
λ γ
(1.3)
dove k, k
2
e k
3
sono costanti empiriche e R
m
è il carico a rottura. Le proprietà meccaniche
delle leghe Al-Si possono essere migliorate agendo sulle tecnologie di produzione e sui
trattamenti termici, in modo da:
• aumentare la resistenza della matrice di alluminio, mediante trattamenti di rafforzamento
come, ad esempio, atomi sostituzionali o precipitati;
• diminuire il rischio di frattura fragile nella regione polifasica, riducendo la
concentrazione degli sforzi nelle zone dove è più probabile l’innesco di cricche, puntando
su una fine dispersione e sulla sferoidizzazione dei precipitati.
Il fattore di concentrazione degli sforzi K
n
infatti è direttamente dipendente dalla morfologia
della fase fragile, secondo questa espressione:
b
a
K
n
2
=
(1.4)
dove a è la semilunghezza e b la semilarghezza della particella fragile. Un materiale con
microstruttura più fine di conseguenza ha minor tendenza alla frattura fragile. Per ottenere buoni
risultati nella dispersione e nella morfologia dei componenti è necessario poter controllare
accuratamente ogni stadio del processo di solidificazione.
In merito a quanto detto sino ad ora, nel diagramma di stato Al-Si (fig. 1.1), in fig.1.3 si
possono individuare tre regioni distinte, ognuna corrispondente ad un determinato intervallo di
valori del tenore di Si: per ogni zona esiste un diverso meccanismo di influenza del Si sulle
proprietà meccaniche della lega.
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Zona I: contenuto da 0 a 0,01% in peso di Silicio
In questo caso il Silicio è presente sotto forma di
atomo sostituzionale nell’Alluminio solido (figura
1.4). L’atomo di Silicio provoca una deformazione
nel reticolo dell’Alluminio, essendo il diametro dei
due atomi di dimensioni diverse. Questa distorsione
rende difficoltoso il movimento delle dislocazioni,
con il risultato di un aumento nella resistenza del materiale. L’introduzione di atomi di
dimensioni minori, come quelli di Silicio, rispetto a quelli dell’Alluminio determina un effetto
evidente sull’incremento della resistenza della lega; l’introduzione in lega di atomi di dimensioni
maggiori, ad esempio quelli di Magnesio, conduce ad un incremento di resistenza inferiore.
Zona II: contenuto da 0,01% a 1,65% in peso di silicio
In questo campo di valori l’incremento delle proprietà meccaniche si verifica mediante
precipitazione di particelle di Silicio. Durante il rapido raffreddamento, la soluzione solida α
diviene soprasatura di Silicio per cui si ha la precipitazione delle particelle di Silicio.
L’indurimento della soluzione solida può essere spiegato mediante il modello di Orowan
1
e
attraverso questa semplice espressione:
l
Gb
= τ
(1.5)
dove τ è lo sforzo di taglio che causa il movimento della dislocazione, G il modulo elastico di
taglio, b il vettore di Burgers
2
della dislocazione e l la distanza tra due particelle. E’ chiaro che
se la distanza tra le particelle diminuisce e raggiunge un determinato valore critico, lo sforzo
necessario per muovere la dislocazione tra di esse aumenta e il materiale risulta così indurito.
Zona III: contenuto di silicio in peso maggiore di 1,65%
In questo caso si ha la solidificazione delle due fasi e l’influenza del Silicio può venire
descritta dalla relazione 1.1 vista in precedenza. L’ulteriore aggiunta di Silicio comporta la
deviazione dalla semplice dipendenza lineare, questa è un’ulteriore conferma dell’importante
ruolo assunto dalla morfologia e dalla distribuzione dei precipitati sull’andamento delle proprietà
della lega.
1
Secondo il meccanismo descritto da Orowan, quando una dislocazione, mossa da uno sforzo di taglio nel suo scorrimento lungo un certo piano,
incontra delle particelle di una fase diversa dalla matrice, se le particelle sono due o più e se la dislocazione è lineare, può sdoppiarsi in
dislocazioni anulari (che avvolgono le particelle) ed in una rettilinea che prosegue oltre l'ostacolo.
2
In Scienza dei Materiali, il vettore di Burgers, è un mezzo per caratterizzare, in un cristallo, l'orientazione e l'intensità di una dislocazione. In
particolare il vettore è perpendicolare o parallelo alla linea di dislocazione, a seconda che la dislocazione sia a spigolo o a vite, e di ampiezza pari
alla più piccola distanza di spostamento degli atomi.
Figura 1.4 [3] – Di
colore scuro atomi di Si
che si sostituiscono ad
atomi di Al nel reticolo
cristallino.
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1.2 Leghe da getto in esame: A356 e B356
Dopo aver analizzato in modo generale la macrofamiglia delle leghe Al-Si si può passare
alla discussione relativa alle leghe utilizzate in questo lavoro: A356.0 e B356.0. Tali nomi sono
relativi alla classificazione statunitense de la The Aluminium Association e ANSI (Istituto
Americano di Normazione); si riferiscono alla lega allo stato di getto. Entrambe le leghe sono
rintracciabili [1] secondo la loro designazione convenzionale con il nome G-AlSi7Mg0,3 e
provengono dalla produzione di metallo primario. Esse trovano ampia applicazione nel settore
automotive e aeronautico, utilizzate per componenti motoristici e strutturali quali forcelle, telai o
parti di essi. La presenza del Magnesio (circa lo 0,3% in peso) permette ad entrambe le leghe di
subire il processo di invecchiamento e, come detto in precedenza, le rendono appunto idonee ad
impieghi strutturali grazie alla formazione di un composto (Mg
2
Si) che agisce da indurente.
Il Silicio si presenta come particelle elementari presenti nell’eutettico interdendritico, il
quale costituisce circa il 50% della struttura ed è grazie al grosso volume di eutettico che queste
leghe si prestano egregiamente alla realizzazione di getti. Il Ferro, presente come impurezza, si
combina anch’esso con il Silicio e permette la comparsa di composti intermetallici. Queste leghe
si differenziano sostanzialmente per il tenore di alcuni elementi presenti quali appunto il Ferro
(Fe), il Rame (Cu), il Manganese (Mn) e lo Zinco (Zn); per questi elementi l’intervallo di
Composizione chimica da normativa per lega A356.0 (% in peso)
Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ni Ti Sn
min 6,50 0,00 0,00 0,00 0,25 / 0,00 / 0,00 /
max 7,50 0,20 0,20 0,10 0,45 / 0,10 / 0,20 /
Alluminio il rimanente
Composizione chimica da normativa per lega B356.0 (% in peso)
Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ni Ti Sn
min 6,50 0,00 0,00 0,00 0,25 / 0,00 / 0,04 /
max 7,50 0,09 0,05 0,05 0,45 / 0,05 / 0,20 /
Alluminio il rimanente
Tabella 1.1 [4]
Intervalli di tolleranza per elementi chimici presenti in lega secondo ASM.
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