Caratterizzazione microstrutturale e meccanica di giunti in composito AA6061/20% vol. Al

M A T E R I A L I C O M P O S I T I7-8/2005

Mem

orie

la metallurgia italiana 9

Caratterizzazione microstrutturalee meccanica di giunti in composito

AA6061/20%vol.Al2O3p ottenuti mediante Friction Stir Welding

L. Ceschini, A. Casagrande, G. Minak, A. Morri, F. Tarterini

Nel presente articolo vengono descritti i risultati delle caratterizzazioni microstrutturali e meccanicheeffettuate su giunti in composito AA6061/20%vol.Al2O3p, ottenuti mediante Friction Stir Welding (FSW).

Le analisi microstrutturali hanno evidenziato un sostanziale affinamento ed arrotondamento delleparticelle di rinforzo nella zona FSW, indotto dall’utensile, oltre ad una diminuzione delle dimensioni dei

grani della matrice, probabilmente conseguente a fenomeni di riscristallizzazione dinamica nel corsodella saldatura. Non sono stati evidenziati fenomeni di segregazione del rinforzo, porosità o altri difetti

microstrutturali tipici di processi di saldatura per fusione. I profili di microdurezza interparticellarehanno mostrato una diminuzione delle stessa in corrispondenza del cordone, che è stata correlata ad un

probabile sovrainvecchiamento della matrice, generato dal calore sviluppato per attrito. Le prove ditrazione hanno fornito un’efficienza del giunto pari a circa il 72%, rispetto alla resistenza a trazione. Le

prove di fatica oligociclica hanno mostrato che il composito saldato resiste ad un numero di cicliinferiore fino ad un ordine di grandezza rispetto al composito base. Le analisi frattografiche hanno

evidenziato meccanismi di frattura sostanzialmente analoghi per il composito saldato e non.

Parole chiave: materiali compositi, saldatura, alluminio e leghe, microstruttura, prove meccaniche

INTRODUZIONE

Oltre agli studi volti alla ottimizzazione dei processi di pro-duzione dei compositi a matrice metallica (CMM), la ricercatecnologica tende ora ad indirizzarsi verso i processi di tra-sformazione degli stessi, per l’ottenimento di componentiingegneristici affidabili e ad elevate prestazioni. In relazionea questo aspetto, sono stati pubblicati molti studi riguardantisia i processi di deformazione plastica e lavorazione perasportazione di truciolo, che di saldatura [1-5]. Per quantoattiene ai processi di saldatura, è stato dimostrato che i com-positi a matrice in lega di alluminio e rinforzo particellaresono potenzialmente saldabili, purché lo siano le corrispon-denti leghe costituenti la matrice. Sembra, inoltre, che lamaggior parte dei procedimenti di saldatura adatti alle leghemonolitiche sia applicabile anche ai corrispondenti CMM,seppure con una maggiore cautela e con la necessità di unapiù accurata messa a punto dei parametri di saldatura, sia neiprocessi di saldatura in fase liquida che solida. I processi disaldatura per fusione, quali ad esempio i metodi TIG e MIG,inducono nei CMM i tipici difetti riscontrabili anche nellecorrispondenti leghe della matrice. Nel caso dei compositi siaggiungono, inoltre, problematiche ulteriori connesse allapresenza del rinforzo ed in particolare: possibili reazionichimiche tra la matrice allo stato fuso ed il rinforzo cerami-co, con formazione di fasi infragilenti indesiderate all’inter-faccia e/o nella matrice; segregazione del rinforzo nelle zo-ne interdendritiche, con conseguente diminuzione locale di

tenacità; maggiore presenza di porosità, poiché i gas intrap-polati risultano più difficilmente eliminabili dal metallo fu-so, per la tendenza delle particelle di rinforzo ad aderire allasuperficie delle bolle di gas, rallentandone la risalita; pre-senza di tensioni residue dovute ai diversi coefficienti d’e-spansione termica di rinforzo e matrice. I processi di salda-tura allo stato solido applicabili ai CMM sono principalmen-te la saldatura per diffusione (Diffusion Bonding) e la salda-tura per attrito, con la più recente e promettente variante delprocesso di Friction Stir Welding (FSW) [6-11]. La FSW èun procedimento relativamente nuovo (brevettato nel 1991dal TWI, The Welding Institute di Cambridge) che permettedi realizzare saldature a piena penetrazione sfruttando il ri-scaldamento sviluppato per attrito, senza portare a fusione ilmateriale [12-15]. La saldatrice è sostanzialmente una mac-china utensile, di concezione analoga ad una fresa, il cui ele-mento principale è composto da una punta (solitamente ci-lindrica o conica) e da una spalla. La punta presenta spessouna lavorazione elicoidale, che serve a migliorare il rime-scolamento del materiale all’interno del giunto. Durante l’e-secuzione della saldatura, l’utensile ruota attorno al proprioasse e trasla lungo la linea di giunzione, generando, per attri-to, il calore necessario a plasticizzare il materiale dei lembida unire. La spalla (shoulder) è responsabile della maggiorparte della potenza termica generata per attrito. La punta(probe o pin) avanza all’interno del materiale da saldare“muovendo” il materiale plasticizzato. Un attento controllodei valori di temperatura e forza, generati dal processo, per-mette di raggiungere il necessario livello di affidabilità di ta-le processo, garantendo l’esecuzione di saldature quasi esen-ti da difetti. Numerosi dati di letteratura indicano, infatti,che il processo FSW consente l’ottenimento di giunzioni adelevata efficienza su una vasta gamma di materiali, quali, adesempio: leghe di alluminio, rame, magnesio, compositi amatrice metallica con rinforzo discontinuo, termopolimeri[16]. Essa consente inoltre di saldare materiali dissimili, dif-

L. Ceschini, A. Casagrande, A. Morri, F. TarteriniIstituto di Metallurgia, Università di Bologna, V.le Risorgimento 4, I- 40136 Bologna

G. MinakDIEM, Università di Bologna, V.le Risorgimento 2, I- 40136 Bologna

Memoria presentata al 30° Convegno nazionale AIM, Vicenza 17-19 novembre 2004

Si Fe Cu Mn Mg Zn Ti Cr

AA6061 0.65 0.15 0.18 0.10 0.97 0.009 0.02 0.19


Mem

orie

la metallurgia italiana10

ficili o addirittura non saldabili con tecniche convenzionali.L’obiettivo di questo lavoro è stato di valutare l’effetto dellaFSW sulla microstruttura e sulle proprietà meccaniche (du-rezza, trazione e fatica a basso numero di cicli) del composi-to a matrice in lega AA6061 rinforzata con il 20% in vol. diparticelle di Al2O3.

MATERIALI E PROCEDURA SPERIMENTALE

E’ stato studiato un composito a matrice in lega AA6061(Al-Mg-Si) rinforzato con il 20% in vol. di particelle diAl2O3 (AA6061/20%vol.Al2O3p) di produzione Duralcan(USA). La lega 6061 della matrice ha la composizione chi-mica nominale riportata in Tabella I. La billetta (φ=153mm), prodotta mediante Compocasting [17], è stata estrusada Metalba SpA, alla temperatura di 480 °C, in una sola pas-sata, fino al raggiungimento di una barra a sezione rettango-lare (100x7 mm2). Il composito è stato quindi sottoposto atrattamento termico T6: comprendente una solubilizzazionea 560 °C per 2 h, seguita da tempra in acqua a 25 °C e suc-cessivo invecchiamento a 177 °C per 10 h.

Tabella I – Composizione chimica nominale (% in peso) dellamatrice in lega AA6061.

Table I – Chemical composition (wt%) of the AA 6061 matrix.

Le giunzioni FSW sugli estrusi (spessore 7 mm) sono staterealizzate presso il centro di ricerche GKSS di Geesthacht(Amburgo) [11]. La caratterizzazione microstrutturale del composito, prima edopo la saldatura, è stata effettuata con tecniche di microsco-pia ottica (OM) con analisi d’immagine (utilizzando ilsoftware Image Pro-Plus) e di microscopia elettronica a scan-sione (SEM) con microsonda a dispersione di energia (EDS).I campioni sono stati preparati con tecniche standard di prepa-razione metallografica ed attaccati chimicamente con un reat-tivo costituito da 5 cc HF, 10 cc H2SO4, 85 cc H2O.Sono state effettuate misure di durezza Brinell (HB), con ca-rico di 500 kg e sfera avente diametro di 10 mm; sono stati,inoltre, eseguiti profili di microdurezza Vickers interparti-cellare con carico di 20 g (HV0.02) su sezioni trasversali deigiunti, al fine di valutare gli effetti del processo FSW sullamatrice del composito.Le prove di trazione e di fatica oligociclica sono state con-dotte su una macchina servoidraulica (INSTRON 8032), do-tata di cella di carico da 100 kN; le deformazioni sono statemisurate con estensometro a coltelli, posizionato sul trattoutile dei provini. I provini aventi la geometria riportata inFig.2, sono stati ricavati mediante lavorazione con utensilediamantato, con asse di trazione ortogonale alla direzione diestrusione e di saldatura; le dimensioni del tratto utile eranopari rispettivamente a: L0=25 mm, W=12 mm per quelli ditrazione; L0=20 mm, W=7 mm per quelli di fatica, entrambicon spessore a=7 mm. Le prove di trazione sono state con-dotte secondo normativa ISO/TTA2-97 [18], in controllo dideformazione, con una velocità pari a 2⋅10-4 s-1 su tutto ilcampo, sia delle deformazioni elastiche che plastiche. Leprove di fatica oligociclica sono state effettuate secondonormative ASTM E606-98 [19], in controllo di deformazio-ne, con rapporto di carico R=-1, alla frequenza di 0,1 Hz. E’stata utilizzata una forma d’onda triangolare, con ampiezzadi deformazione variabile tra 0.2% e 0.7%. Sono stati otte-nuti i cicli d’isteresi stabilizzati e si è registrato il numero dicicli a rottura.

Fig. 1 – Schematizzazione del processo di FSW.

Fig. 1 – Scheme of the FSW process.

Fig. 2 - Geometria dei provini utilizzati per le prove di trazione edi fatica.

Fig. 2 – Shape of the tensile and fatigue specimens.

Le superfici di frattura dei campioni sottoposti a prove ditrazione e di fatica oligociclica sono state esaminate alSEM.

RISULTATI E DISCUSSIONE

Caratterizzazione microstrutturaleLe macrografie di Fig. 3(a-b) illustrano l’aspetto tipico deicordoni FSW realizzati sul composito AA6061/20%vol.Al2O3p. Si può notare, in primo luogo, come sia del tutto as-sente il sovrametallo, caratteristica dei processi di saldaturaad arco per fusione. La superficie a contatto con la spalla dell’utensile (Fig. 3-a)mostra una caratteristica struttura ad evoluzione circolarepiatta, molto simile a quella di una fresatura convenzionale.In tale zona si è misurata una rugosità media Ra=3,5 µm, indirezione trasversale, e Ra=5,5 µm, in direzione longitudi-nale. La superficie opposta del cordone (Fig. 3-b) non mo-stra, invece, segni evidenti di deformazione indotti dall’u-tensile; la rugosità media, sia in direzione trasversale chelongitudinale, è risultata decisamente inferiore (Ra=0,7 µm)e sostanzialmente uguale a quella del materiale base.Le analisi metallografiche, effettuate su sezioni trasversalidel giunto, hanno evidenziato che la zona di saldatura eraidentificabile, nei suoi contorni generali, solo da una diffe-rente dimensione e distribuzione delle particelle di rinforzo,oltre che da un certo grado di affinamento della matrice. Lemicrografie ottiche di Fig. 4 illustrano microstrutture rappre-sentative del composito, relative a zone poste, rispettivamen-


Mem

orie


Fig. 3 – Aspetto macroscopico della saldatura FSW lato spalla (a) e lato opposto (b) e relativi profili di rugosità in direzione T (a1), L (a2) eper la superficie opposta in direzione T (b1).

Fig. 3 - Friction Stir Welded AA6061/20vol.%Al2O3p plate: top view of the rough butt joint (surface in contact with the shoulder tool) (a) andof the opposite side (b), with corresponding surface roughness profiles for T (a1), L (a2) directions and for the T direction in the oppositeside (b1).

Fig. 4 – Micrografie ottiche del composito AA6061/20%vol.Al2O3p: (a) lontano dal cordone (materiale base); (b) al centro del cordone FSW,(c) nella zona di transizione zona non saldata/zona FSW.

Fig. 4 – Optical micrographs of the AA6061/20%vol.Al2O3p composite: (a) base material; (b) centre of the FSW joint, (c) transition from theFSW zone and the base material.

Fig. 5 – Utensile per la saldatura FSW (a) e schema delle zone diprelievo dei campioni metallografici dal cordone FSW (b).

Fig. 5 – Tool used for the FSW (a) and scheme of the zonesconsidered for the metallographic analyses (b).

te: (a) lontano dal cordone (metallo base), (b) al centro dellazona FSW, (c) nella zona di transizione metallo base/cordo-ne. Il confronto pone in evidenza che la saldatura FSW indu-ce un affinamento ed un arrotondamento delle particelle dirinforzo, per effetto dell’azione dell’utensile di elevata du-

rezza, oltre una certa ridistribuzione delle particelle nel cor-done, conseguente all’azione rimescolante attuata dalla pun-ta. Non sono state, invece, evidenziate nel cordone FSW zo-ne di segregazione del rinforzo o zone prive dello stesso, néporosità o altri difetti di solidificazione normalmente osser-vati in compositi saldati con processi per fusione [5]. L’effetto di comminuzione esercitato dall’utensile (Fig. 5-a)sulle particelle di rinforzo, è stato confermato dalle analisistatistiche effettuate, con analisi di immagine, su campioniprelevati da zone diverse del cordone, rispettivamente: piùlontane (1), mediane e più vicine (zona 2) alla spalla dell’u-tensile (come da schema in Fig. 5-b). I valori medi di alcunegrandezze caratteristiche delle particelle di rinforzo, riporta-ti in Tabella II, confermano un sostanziale affinamento edarrotondamento delle particelle di rinforzo nella zona salda-ta, di entità maggiore nella zona più vicina alla spalla dell’u-tensile. La loro area, ad esempio, si riduce rispetto al mate-riale base, rispettivamente del 39% e del 59% nelle zone (1)e (2) del cordone FSW. La lunghezza media delle particellepassa da 16 µm nel metallo base a 9 µm nella zona (2) delcordone, con una riduzione di circa il 42%. La saldaturaFSW induce anche un sostanziale affinamento dei grani del-la matrice, i quali presentavano diametri medi di ~29 µm nelmateriale non saldato, di ~20 µm nella zona superiore delcordone (Fig. 6) e ~25 µm in quella inferiore, corrisponden-te ad una riduzione massima di circa il 30%. Un tale feno-meno, osservato in molte leghe di alluminio saldate median-


Mem

orie


te FSW, è stato interpretato sulla base di fenomeni di ricri-stallizzazione dinamica indotti dall’utensile [20-22]. E’ inte-ressante sottolineare il maggior grado di affinamento, siadelle dimensioni medie delle particelle che dei grani dellamatrice, passando dalle zone più vicine alla spalla dell’uten-sile (zona 2 di Fig. 5), rispetto a quelle più lontane, probabil-mente in conseguenza dei diversi livelli di sollecitazione in-dotti dall’utensile stesso.

Misure di durezzaLe prove di durezza Brinell hanno fornito un valore di 112HB10/500/15 per il composito non saldato, mentre nella zonasaldata la durezza è risultata pari a 100 HB10/500/15 sulla su-perficie a contatto con la spalla e 85 HB10/500/15 in quella op-posta, con una riduzione rispettivamente pari al 10% e 24%rispetto al materiale base. Al fine di evidenziare eventualifenomeni di addolcimento o incrudimento della matrice in-dotti dalla saldatura si sono effettuate misure di microdurez-za interparticellare su tre diversi livelli all’interno delle se-zioni trasversali dei giunti saldati (come da schema in Fig.7-a). I profili corrispondenti, riportati in Fig. 7-b mostranouna diminuzione della stessa in corrispondenza del cordone(Fig. 7-b): il valore medio è risultato pari a circa 77 HV0.02nel materiale base e 60 HV0.02 al centro del cordone FSW,corrispondente ad una riduzione media di circa il 20%. Daiprofili in Fig. 7-b è possibile evidenziare una certa diminu-zione di microdurezza interparticellare anche passando dallasuperficie superiore (a contatto con la spalla dell’utensile), aquella opposta, come peraltro già rilevato dalle misure didurezza Brinell. La maggior durezza rilevata nelle zone piùvicine alla spalla dell’utensile può, probabilmente, esserecorrelata alla minore dimensione dei grani della matrice.La diminuzione di durezza nel cordone rispetto al metallobase, osservata anche in giunzioni FSW sulla lega AA6061non rinforzata [23], pur con un affinamento dei grani nellazona saldata indotta da fenomeni di ricristallizzazione dina-mica, è stata correlata ad una modifica dei precipitati conconseguente probabile sovrainvecchiamento della matrice,per effetto del calore sviluppato per attrito [23]. Dati di lette-ratura indicano, infatti, che nel corso della saldatura FSW dileghe di alluminio si possono raggiungere valori di tempera-tura nel cordone compresi tra 400 e 500 °C [24]. E’ interes-sante osservare che nel caso di alluminio commercialmentepuro AA1080 e di leghe da fonderia, tipo A356, si è invecerilevato un aumento di durezza nella zona FSW, rispetto almetallo base, a seguito del notevole affinamento microstrut-turale nel cordone di saldatura [25].

Prove di trazione e fatica oligociclica ed indagini frattografiche I risultati delle prove di trazione (media su tre prove) con-dotte sui campioni ricavati trasversalmente alle saldatureFSW, confrontati con quelli della lega AA6061 non rinfor-zata [26] e dello stesso composito non saldato [27], sono ri-portati in Tabella III e schematizzati nel grafico di Figura 8. Occorre evidenziare che i dati relativi alla lega ed al compo-sito non saldato si riferiscono a materiali allo stato termicoT6, mentre nel caso dei cordoni FSW il trattamento termicoè stato effettuato prima della saldatura. Le prove di trazionesul composito AA6061/20%vol.Al2O3p-T6 hanno fornito unvalore medio della tensione di snervamento (Rp0.2%) di 340MPa ed una tensione di rottura (Rm) di 364 MPa, con un al-lungamento a rottura (A) dell’1.7%. Sul composito saldatosi sono avuti valori medi di Rp0.2%=193 MPa, Rm =262 MPae A=2.8%. La saldatura induce quindi un calo della resisten-za a snervamento e di quella a trazione rispettivamente paria circa il 43% e il 28%, mentre corrispondentemente produ-

Area Fattore di forma Lunghezza Larghezza DiametroZona di analisi mm2 (lungh./largh.) mm mm grani matrice

mm

Materiale base 135 2.1 16 9 29FSW-1 82 2.0 12 7 25FSW-2 56 1.98 9 6 20

Table II – Average values ofsome typical measurements onthe reinforcement particles(area, shape factor, length,width) and of the matrix grainsize for the base material andthe FSW zones, respectively,farther (1) and closer (2) tothe tool shoulder (see Fig. 5).

Tabella II – Valori medi di alcune grandezze caratteristiche delle particelle di rinforzo (area, fattore di forma, lunghezza, larghezza) e deigrani della matrice, nel materiale base e nelle zone del cordone FSW più lontane (1) e più vicine (2) alla spalla dell’utensile (vedi Fig. 5).

Fig. 6 – Micrografia ottica del composito AA6061/20%vol.Al2O3prelativa ad una zona del cordone FSW dopo attaccometallografico.

Fig. 6 – Optical micrograph of the AA6061/20%vol.Al2O3pcomposite in the FSW zone after metallographic chemical etching.

Fig.7 – Schema delle linee di rilevazione della microdurezza sulgiunto FSW nel composito AA6061/20%vol.Al2O3p (a) e relativiprofili di microdurezza (b).

Fig. 7 – Microhardness profiles on the cross section of the FSWcomposite.


Mem

orie


MATERIALE E Rp0.2% Rm AGPa MPa MPa %

AA6061-T6 69 275 310 12AA6061/20%vol.Al2O3p-T6 92 340 364 1.7AA6061/20%vol.Al2O3p-T6/FSW 90 193 262 2.8

Tabella III – Risultati delle prove di trazione sui giunti FSW incomposito AA6061/20%vol.Al2O3p, confrontati con quelli dellostesso composito non saldato [27] e della lega AA6061 [26].

Table III – Comparison of the tensile properties of theAA6061/20%vol.Al2O3p FSW samples with that of the basematerial [27] and the unreinforced AA6061 alloy [26].

ce un aumento dell’allungamento a rottura di circa il 64%; èrisultato invece praticamente invariato il modulo elastico. Irisultati delle prove di trazione sui giunti FSW evidenzianoquindi un’efficienza del giunto, rispetto alla resistenza a tra-zione (Rm,giunto/Rm,metallo base), di circa il 72%. E’ interessanteosservare che, poiché la tensione di rottura del cordone è in-feriore alla tensione di snervamento del materiale base, si hacollasso plastico del cordone quando il materiale circostanteè ancora in campo elastico. Si può quindi erroneamente rite-nere fragile la rottura del giunto saldato, quando in realtàquesta è una rottura duttile, ma con plasticizzazione limitataal solo cordone [28].La maggiore riduzione della tensione di snervamento rispet-to a quella di rottura è stata rilevata anche nel caso di giuntiFSW su leghe di alluminio, per i quali si è anche osservatoun aumento dell’allungamento a rottura [28,29]. L’interpretazione di questi risultati può essere fatta alla lucedelle osservazioni microstrutturali precedentemente riporta-te. L’aumento di duttilità, rilevato nel composito FSW, puòessere correlato all’azione concomitante di fattori micro-strutturali diversi, quali: l’affinamento dei grani della matri-ce e delle particelle di rinforzo; il loro arrotondamento, con

Fig. 8 – Proprietà a trazione del compositoAA6061/20%vol.Al2O3p e dello stesso composito saldato FSW.

Fig. 8 – Tensile properties of the AA6061/20%vol.Al2O3pcomposite and the same composite in the FSW conditions.

conseguente riduzione del fattore di intensificazione deglisforzi; il sovrainvecchiamento della matrice. Per quanto at-tiene alle proprietà resistenziali, la maggiore riduzione per-centuale della resistenza a snervamento, rispetto a quella atrazione potrebbe essere spiegata sulla base, sia di una di-versa riorganizzazione dello stato difettivo della matrice,che di fenomeni di sovrainvecchiamento, a seguito di in-grossamenro dei precipitati, nella zona saldata. E’ noto, in-fatti, che la trasformazione dei precipitati da semicoerenti adincoerenti, a seguito di sovrainvecchiamento, modifica imeccanismi di deformazione plastica, rendendo attivo ilmeccanismo di Orowan, anziché quello di Ashby [29]. Que-sto comporta una diminuzione della resistenza a snervamen-to, poiché la tensione necessaria a far muovere le dislocazio-ni è inizialmente più bassa, mentre, per contro, si ha un au-mento dell’indice di incrudimento.A tal proposito è interessante confrontare i valori dell’espo-nente di incrudimento statico n, valutato dalla pendenza del-la curva logσ-logε in campo plastico (σ = kεp

n), per il mate-riale base e quello saldato, per i quali si sono avuti valori din rispettivamente pari a n=0.08 e n=0.12, che confermanouna maggiore tendenza all’incrudimento del composito sal-dato FSW.In Figura 9 sono mostrati i dati sperimentali e le curve cherappresentano il modello di Manson e Coffin relativi alcomportamento a fatica a basso numero di cicli per il il com-posito base e quello saldato. Si può osservare a parità di am-piezza di deformazione il composito saldato resiste ad unnumero di cicli inferiore fino ad un ordine di grandezza ri-spetto al composito base. La dispersione dei dati è notevoleed analoga nei due casi.La frattura sui campioni saldati FSW, sia nelle prove di tra-zione che in quelle di fatica, è avvenuta prevalentemente albordo del cordone di saldatura, orientata a 45° rispetto alladirezione di applicazione del carico (Fig. 10).

Fig. 9 – Risultati delle prove di fatica oligociclica sul compositoAA6061/20%Al2O3p non saldato (W6A20A) e saldato FSW(W6A20A FSW): dati sperimentali e curve di Manson-Coffin(MC).

Fig. 9 – Results of the low cycle fatigue tests on the base materialAA6061/20%Al2O3p composite (W6A20A) and the FSW composite(W6A20A FSW): experimental data and Manson-Coffin (MC)curves.

Fig. 10 – Frattura in un provino di trazione in composito AA6061/20%vol.Al2O3p saldato FSW.

Fig. 10 – Fracture in a FSW tensile specimen.


Mem

orie


E’ noto che nei materiali compositi a matrice metallica lafrattura è sostanzialmente controllata dai seguenti meccani-smi principali: decoesione interfacciale; frattura delle parti-celle di rinforzo (soprattutto per quelle di maggiori dimen-sioni); nucleazione e crescita di microvuoti [31-33]. L’effet-to di questi meccanismi è chiaramente visibile nelle fratto-grafie SEM relative a provini di trazione, sia del materialebase (Fig. 11-a), che di quello saldato (Fig. 11-b). I fenomeni di decoesione interfacciale e frattura delle parti-celle di maggiori dimensioni sono legati alla concentrazionedi tensioni all’interfaccia, indotte dalla deformazione impe-dita alla matrice duttile dalle particelle di rinforzo cerami-che. Le particelle di maggiori dimensioni generano un mag-gior trasferimento di carico fra la matrice, che si deformaplasticamente, e la particella, che si deforma elasticamente,favorendo la rottura del rinforzo. Nel caso di particelle dipiccole dimensioni queste, invece, non tendono a fratturarsimentre è favorita la tendenza ad una loro decoesione dallamatrice. Il classico meccanismo di nucleazione e crescita deivuoti nella matrice duttile si ha invece nelle regioni in cui letensioni locali sono inferiori e dove si generano sia le classi-che fossette tipiche di una frattura duttile (dimples) chequelle molto allungate e ravvicinate a formare le cosiddette“tear ridges” [33].Confrontando le superfici di frattura del materiale base e delmateriale saldato appare quindi evidente che i meccanismidi frattura sono sostanzialmente analoghi, mentre si può no-tare la presenza di particelle di rinforzo più fini nel saldato.Questo comporta una minor presenza di particelle fratturatee una maggiore percentuale di piccoli vuoti tondeggianti la-sciati dalla decoesione delle particelle più fini nel compositoFSW.

CONCLUSIONI

Sono state effettuate analisi microstrutturali e prove di tra-zione e di fatica oligociclica, in giunti realizzati medianteFriction Stir Welding (FSW) sul composito AA6061/20%vol.Al2O3p. • Le osservazioni microstrutturali hanno evidenziato che la

saldatura produce un sostanziale affinamento ed arrotonda-mento delle particelle di rinforzo, per effetto dell’azioneabrasiva e rimescolante dell’utensile di elevata durezza. Ilvalore medio della lunghezza delle particelle passa da ~16µm nel materiale base, a ~9 µm nel cordone FSW, con una

Fig. 11 – Micrografie SEM delle superfici di frattura a trazione del composito AA6061/20%vol.Al2O3p (a) dello stesso saldato FSW (b).

Fig. 11 – SEM micrographs of the fracture surfaces of the tensile specimens for the base material AA6061/20%vol.Al2O3p composite (a) andthe FSW material (b).

riduzione di circa il 40%. Si è osservato anche un sostan-ziale affinamento dei grani della matrice in lega d’allumi-nio, probabilmente in conseguenza di fenomeni di ricristal-lizzazione dinamica indotti da questo tipo di saldatura, incui all’azione di deformazione plastica esercitata dall’uten-sile si aggiunge l’effetto del calore sviluppato per attrito.Non sono state, invece, evidenziate nel cordone FSW zonedi segregazione del rinforzo o zone prive dello stesso, néporosità o altri difetti di solidificazione, normalmente os-servati in compositi saldati con processi per fusione.

• E’ stato rilevato un calo sia della durezza HB, che dellamicrodurezza interparticellare (HV0.02) passando dal ma-teriale base al cordone FSW, che è stato interpretato comeconseguenza di un probabile sovrainvecchiamento dellamatrice.

• Le prove di trazione hanno mostrato un’efficienza delgiunto pari a circa il 72%, rispetto alla resistenza a trazio-ne. La maggiore riduzione percentuale di resistenza asnervamento rispetto a quella a trazione, accompagnata daun aumento dell’allungamento a rottura nel compositoFSW, rispetto a quello non saldato, sono state interpretatesulle base delle variazioni microstrutturali precedente-mente riportate. Le prove di fatica oligociclica hanno evi-denziato che il composito saldato il composito saldato re-siste ad un numero di cicli inferiore fino ad un ordine digrandezza rispetto al composito base. La dispersione deidati di fatica è risultata notevole ed analoga nei due casi.

• Dalle analisi delle superfici di frattura, sia dei campioni ditrazione che di quelli a fatica, è emerso che i meccanismidi danneggiamento sono sostanzialmente analoghi per ilcomposito saldato e non, essendo sempre caratterizzati da:decoesione interfacciale; frattura delle particelle di rinfor-zo (soprattutto per quelle di maggiori dimensioni); nuclea-zione e crescita di microvuoti. Nelle superfici di fratturadel composito FSW si è rilevata la presenza di particelle dirinforzo più fini, con conseguente minor presenza di parti-celle fratturate e maggiore percentuale di piccoli vuotitondeggianti lasciati dalla decoesione delle stesse dallamatrice.

RINGRAZIAMENTI

Si ringraziano il Dott. M. Volpone (Fincantieri SpA, Italia)and J. F. Dos Santos (GKSS, Germania) per aver fornito ilmateriale.


Mem

orie


BIBLIOGRAFIA

1. K.N. SUBRAMANIAN, T.R. BIELER, J.P. LUCAS,“Mechanical shaping of Metal Matrix Composites”,Key Eng. Materials, 104-107 (1995), p.175.

2. M.D. HUDA, M.S.J. HASMI, M.A. EL-BARADIE,“MMCs: Materials, Manufacturing and MechanicalProperties”, Key Eng. Materials, 104-107 (1995), p.37.

3. C.H.J. DAVIES, “Critical issues in the extrusion of par-ticle reinforced metal matrix composites”, Key Eng.Materials, 104-107 (1995), p.447.

4. M. FERRY, P.R. MUNROE, “Hot working behaviourof Al-Al2O3 particulate reinforced metal matrix com-posite”, Mat. Sci. and Techn., July 11 (1995), p.633.

5. M. B. D. ELLIS, “Joining of aluminium based metalmatrix composites”, International Materials Reviews,Vol 41 No 2 (1996), p. 41.

6. G.J.FERNANDEZ, L.E. MURR, “Characterization oftool wear and weld optimization in the friction-stir wel-ding of cast aluminium 359+20% SiC metal-matrixcomposite”, Materials Characterization 52 (2004) p.65.

7. J.A. WERT, “Microstructures of friction stir weld jointsbetween an aluminium-base metal matrix compositeand a monolithic aluminium alloy”, Scripta Materialia49 (2003), p 607.

8. J. M. GÓMEZ DE SALAZAR, M.I. BARRENA, “Dis-similar fusion welding of AA7020/MMC reinforcedwith Al2O3 particles. Microstructure and mechanicalproperties”, Materials Science and Engeneering A352(2003), p. 162.

9. R.A. PRADO, L.E. MURR, K.F. SOTO, J.C. McCLU-RE, “Self-optimization in tool wear for friction-stirwelding of Al 6061 + 20% Al2O3 MMC”,MaterialsScience and Engineering A349 (2003), p. 156.

10. L. MARZOLI, A. VON STROMBECK, J.F. DOSSANTOS, C. GAMBARO, M.L. VOLPONE, E. RIZ-ZUTO, “Giunzioni di Al-CMM mediante Friction StirWelding: influenza sulla distribuzione e sulle dimen-sioni delle particelle della fase dispersa”, 29° Conve-gno Nazionale AIM, Modena, novembre (2002).

11. C. GAMBARO, F. ZINI, E. LERTORA, L. MARZOLI,J.F. DOS SANTOS, M. VOLPONE, “Saldabilità me-diante Friction Stir Welding di materiali compositi amatrice di alluminio” Simposio Internazionale Alumi-nium Days, Palazzo dei Congressi – Fiera di Bologna,novembre (2003).

12. C.J. DAWES, W.M. THOMAS, “Friction Stir ProcessWelds Aluminum Alloys”, Welding Journal, Marzo(1996), p. 41.

13. S.KALLEE, D. NICHOLAS “Friction Stir Welding atTWI”. www.twi.uk

14. C.J. DAWES “An introduction to friction stir weldingand its development”, Weld. and Metal FabricationJournal, Gennaio (1995).

15. O.T. MIDLING “Material flow behaviour and micro-structural integrity of friction stir butt weldments”, Pro-ceed. of the 4th International Conference on Alumi-nium Alloys, Atlanta, GA, USA. 11-16 Settembre(1994).

16. M. VOLPONE, “Lo sviluppo del processo nel mondodella costruzione navale”,Giornata di studio AIM pres-

so Alenia Spazio Torino 15 giugno (2004).

17. M.D. HUDA, M.S.J. HASMI, M.A. EL-BARADIE,“MMCs: Materials, Manufacturing and MechanicalProperties”, Key Eng. Mat., 104-107 (1995), p.37.

18. ISO/TTA 2, “Tensile tests for discontinuously reinfor-ced metal matrix composites at ambient temperatures”,(1997).

19. ASTM E 606, Standard Practice for Strain ControlledFatigue Testing, (1998).

20. C.G. RHODES, M.W. MAHONEY, W.H. BINGEL,R.A. SPURLING, C.C. BAMPTON “Effects of frictionstir welding on Microstructure of 7075 Aluminium”.Scripta Mat., Vol 36, No. 1, (1997), p. 69.

21. K.V. JATA, S.L. SEMIATIN “Continuous dynamic re-crystallization during friction stir welding of highstrength aluminum alloys”, Scripta Mat., 43, (2000),p.743.

22. A.J. LEONARD “Microstructure and Ageing Beha-viour of FSWs in Aluminium Alloys 2014AT651 and7075-T651”. Proc. II Friction Stir Welding Sympo-sium. Goteborg, Sweden, 26-28 June (2000).

23. G. LIU, L. E. MURR, C-S. NIOU, J.C. McCLOURE,F.R. VEGA,”Microstructural aspects of the friction-stirwelding of 6061-T6 aluminium”, Scripta materialiaVol. 37, No. 3 (1997), p. 355.

24. T.DICKERSON; Q.SHI, H. R. SHERCLIFF, “Heatflow into friction stir welding tools”,4th InternationalS i m p o s i u m o n F r i c t i o n S t i r We l d i n g , P a r kCity,Utah,USA,14-16 May (2003).

25. W.B. LEE, Y.M. YEON,S.B. JUNG,”The improvementof mechanical properties of friction-stir-welded A356Al alloy”, Materials Science and Engeneering A355(2003), p 154.

26. http://www.matweb.com.

27. L. CESCHINI, G. MINAK, A. MORRI, “Tensile andfatigue properties of the AA6061/20vol.%Al2O3p andAA7005/10vol.% Al2O3p composites”, in corso distampa su “Composites Science and Technology”.

28. A. LANCIOTTI, C.POLESE, “Resistenza a fatica e ca-ratteristiche di Damage Tolerance di giunzioni FricionStir Welding nella lega alluminio-litio 2195-T8, Fric-tion Stir Welding Day, Torino 15 Giugno (2004).

29. A. CAMASSA, V.CAPITANI, M.BOSCO, U.PIAZZA,V.SPINOGLIO, “Stato dell’arte dei controlli non di-struttivi e delle prove meccanico-metallurgiche suigiunti in lega di alluminio saldati FSW”, Friction StirWelding Day, Torino 15 Giugno (2004).

30. G.E. DIETER, “Mechanical metallurgy” Mc Graw Hill(UK) 1988.

31. P. POZA, J. LLORCA, “Mechanical behavior and fai-lure micromechanism of Al/Al2O3 composites undercyclic deformation”, Metall. Mat. Trans. A, 26A(1995), p.3131.

32 Z.G. WANG, S. LI, L. SUN, “Fatigue and fracturebehaviors of discontinuously reinforced aluminiummatrix composites”, Key Engineering Materials, 104-107 (1995), p.729.

33. T. S. SRIVATSAN, M. AL-HAJRI, “The fatigue and fi-nal fracture behavior of SiC particle reinforced 7034aluminum matrix composites”, Composites Part B: En-gineering, 33, 5, 1 July (2002), p.391.


Mem

orie


MICROSTRUCTURAL AND MECHANICAL CHARACTERIZATION OF FRICTION STIR WELDED JOINTS

OF AN AA6061/20%VOL.Al2O3p COMPOSITE

Keywords:Metal matrix composites, welding, aluminium alloys,

mechanical properties

Metal matrix composites (MMCs) are very attractive mate-rials, due to their high stiffness, high temperature stability,and superior wear resistance compared to the unreinforcedalloys. In particular, the discontinuously-reinforced alumi-nium based composites, due to their lower cost and the pos-sibility to be processed by conventional metal working pro-cessing (such as extrusion, forging, rolling) are excellentcandidates for structural components in the aerospace andautomotive industries. Despite the intense effort put into thedevelopment of high performance composites, relatively lit-tle work has been directed towards joining these materials.The ability to make economic and reliable joints in thesematerials will be an advantage in their commercial uptake,and without this capability, MMCs will be restricted tofewer applications. Both fusion and solid state processes ha-ve been applied to MMCs, and each technique showed ad-vantages and disadvantages. The problems are related tothe different melting points between the reinforcement andthe matrix alloy, the different thermal coefficients and ther-mal conductivity, the interfacial chemical reactions betweenthe reinforcements and the molten matrix alloy, and theinhomogeneous reinforcement distribution after welding. Inrecent years a new solid-state joining technique, the Fric-tion Stir Welding (FSW) process, has been successfully ap-plied to several Al alloys, leading to joint properties in somecases higher than that of the base material. The aim of thepresent work was to study the effect of the FSW process onthe microstructure and, consequently, on the mechanicalproperties, of an aluminium matrix composite, based on the6061 aluminium alloy, reinforced with 20vol.% of Al2O3particles. The as-cast composite was extruded, heat treatedat the T6 condition, then Friction Stir Welded at the GKSSResearch Institute (Geesthacht, Germany).The microstructural characterization of the composite wascarried out by means of optical (OM) and scanning electronmicroscopy (SEM) equipped with an energy dispersive spec-troscopy (EDS). Image analyses, with the Image Pro-Plussoftware, were carried out on the optical micrographs, inorder to evaluate the effect of the FSW process on thereinforcement particles and matrix grain size. Microhard-ness profiles were taken across the welded joint, at differentlocations on the transverse cross-section of the joints. Tensi-le and low-cycle fatigue tests were carried out both on theFSW and base material, using flat specimens machined withdiamond cutting tools with the tensile axis perpendicularboth to the extrusion direction and to the FSW joint line.The microstructural characterization showed that the wel-ded zone can be only identified by a different distribution ofthe reinforcement particles and by an appreciable reductionin their size, due to the abrasive action of the hard tool. Thearea of the particles decreased, respect to the base material,up to about 59% in the FSW zone closer to the shouldertool. The image analyses also evidenced a reduction of the

particles shape factor, in the FSW zone, due to a roundnesseffect exerted by the hard tool; this effect could enhance thetoughness of the composite, due to a reduction of the stressintensification factor. FSW also led to grain refinement ofthe aluminum alloy matrix; the average grain size of the ma-trix alloy was about 29 µm in the base material, while de-creased up to 20 µm in the FSW zone closer to the shouldertool. Grain refinement induced by FSW was observed in se-veral aluminum alloys and was related to the stirring effectperformed by the tool, that leads to dynamic recrystalliza-tion of the material, due to the concurrent action of frictio-nal heating and plastic deformation during welding.The microhardness profiles showed a 20% decrease of theinterparticles matrix microhardness, from about 77 HV0.02 inthe base material, to about 60 HV0.02 at the middle line ofthe FSW zone. The hardness decrease from the base mate-rial to the FSW zone, also observed in the unreinforced 6061aluminum alloy, even if with a grain refinement of the alumi-num alloy matrix, could be probably related to the prevai-ling effect of overaging of the aluminium alloy matrix, indu-ced by the frictional heating.The results of the tensile tests for the AA6061/Al2O3p compo-site, in the heat treated condition, and after the FSW pro-cess, showed that the FSW process led to a decrease of boththe proof strength and ultimate tensile strength, equal to43% and 28%, respectively, while the elongation to failureincreased of about 64%. The tensile tests showed a joint efficiency of about 72%,, re-spect to the tensile strength (UTSFSW/UTSBM), while the effi-ciency was reduced up to about 57%, respect to the proofstrength. The higher reduction of the proof strength, respectto the tensile strength, as well as the increase of the elonga-tion to failure were also observed in the case of FSW jointson heat-treated aluminium alloys. These results can be rela-ted to the concurrent effects of the different microstructuralmodifications induced by the FSW process: refinement ofboth the aluminium matrix grain size and reinforcementparticles; roundness of the particles, overaging of the alu-minium matrix alloy induced by the frictional heating. Thehigher reduction of proof strength respect to the ultimatetensile strength could be related to the prevailing effect ofthe overaging of the aluminium alloy matrix, due to coarse-ning of the intermetallic precipitates in the FSW zone.The experimental data of the low-cycle fatigue tests carriedout on the base material and on the FSW samples showed ahigh dispersion, which can be also interpreted on the basisof the material inhomogeneity. The cyclic stress responsescurves at different plastic strain amplitudes for the FSW ma-terial showed evidence of isotropic hardening, while the ba-se material displayed softening.The low-cycle fatigue resistance was about 10 times lowerfor the joints than for base material.SEM analyses of the fracture surfaces evidenced the samedamage mechanisms for the base material and the FSWcomposite: interfacial decohesion, fracture of the reinfor-cing particles (mainly for those of larger size), void nuclea-tion and growth. The fracture surfaces of the FSW samplesshowed a higher amount of fine particles, with a consequentless amount of fractured particles.

A B S T R A C T


Mem

orie


Sintesi di materiali compositiallumina/alluminio

con processo di infiltrazione reattiva metallo/ceramico

P. Mossino, D. Vallauri, F. A. Deorsola, L. Pederiva, R. Dal Maschio, G. Scavino, I. Amato

Il fenomeno della corrosione dei refrattari silico-alluminosi da parte dell’alluminio e delle sue leghe èstato un problema importante nelle lavorazioni di tali materiali. Negli ultimi dieci anni però l’attaccodell’alluminio su materiali contenenti silice ha portato ad interessanti sviluppi. Numerosi ricercatori

hanno studiato la possibilità di ottenere materiali compositi allumina/alluminio con proprietàmeccaniche interessanti, sfruttando la reazione di ossido-riduzione tra alluminio e silice. Tale reazione porta alla formazione di un interessante classe di compositi denominata C4.

I compositi C4 (Co-Continuous Ceramic Composites) presentano una microstruttura costituita da fasiintimamente compenetrate (IPCs-Interpenetrading Phase Composites). Il processo utilizzato per la

produzione dei compositi C4 ha preso il nome di infiltrazione reattiva ceramico-metallo (RMP-ReactiveMetal Penetration) e viene realizzato introducendo una preforma contente silice in un bagno di alluminiofuso (o di una sua lega). In questo lavoro, partendo da uno studio iniziale su pre-forme di silice amorfainfiltrate con alluminio fuso, si sono sperimentate pre-forme ceramiche di varie composizioni e di costocontenuto. Dei compositi formatisi per reazione con l’alluminio è stata caratterizzata la microstrutturamediante: diffrazione di Raggi X, microscopia ottica, microscopia elettronica. Infine i compositi sono

stati sottoposti a caratterizzazione meccanica.

Parole chiave: materiali compositi, caratterizzazione materiali, processi

INTRODUZIONE

Nella fonderia d’alluminio la corrosione dei refrattari conte-nenti silice, durante le lavorazioni, può presentare un pro-blema. L’alluminio è infatti un metallo chimicamente moltoattivo alla temperatura di fusione e aggredisce i materiali si-licei e alcuni ossidi metallici contenuti nei refrattari. Nel ca-so dei primi la reazione è la seguente:

3 SiO2 + 4 Al ⇔ 2 Al2O3 + 3 Si [1]

Nei forni a combustibile delle fonderie tutti i materiali re-frattari esposti al contatto diretto dell’alluminio hanno con-tenuto di Al2O3 superiore all’85%. In alcuni casi poi il mate-riale di base viene mescolato con additivi neutralizzanti chesi oppongono alla reazione tra il metallo fuso e i componen-ti del refrattario e nei canali di spillata e di drenaggio vengo-no utilizzati refrattari allo zirconio. Questo problema è parti-colarmente importante perché può provocare sia un arricchi-mento in silicio del fuso sia perdite del metallo per infiltra-zione(1, 2).Negli ultimi dieci anni però questa reazione è stata utilizzataper sintetizzare nuovi materiali: alcuni ricercatori hannosfruttato l’elevata reattività dell’alluminio verso la silice perottenere una particolare tipologia di materiali compositi. Lareazione porta infatti alla formazione di compositi detti C4

(Co-Continuous Ceramic Composites) e ha preso il nome diinfiltrazione reattiva o RMP (Reactive Metal Penetration)(3-11). Il processo consiste generalmente nell’inserire unapre-forma contenente silice in un bagno di alluminio fuso odi una sua lega. L’alluminio presente reagisce con la silice,secondo la reazione [1], con formazione di allumina e sili-cio; questo in parte rimane nel composito e in parte diffondedalla pre-forma verso il bagno. La formazione di allumina alposto della silice causa una contrazione volumetrica del25% e questo porta alla rottura dello strato dei prodotti direazione con formazione di canali che consentono all’allu-minio di proseguire l’infiltrazione. La precipitazione di sili-cio nell’alluminio è potenzialmente vantaggiosa in terminidi incremento della resistenza ad usura del materiale compo-sito. La pre-forma viene estratta dal bagno, ancora fuso,quando la reazione è terminata: essa mantiene la forma ini-ziale senza distorsioni e con una variazione volumetrica to-tale dell’1% circa, si tratta quindi di un processo “Near net-shape”. La struttura del composito è costituita da fasi (ceramica emetallica) intimamente compenetrate (IPCs-Interpenetra-ding Phase Composites) che conferiscono al pezzo caratteri-stiche ottimali come: bassa densità, elevato modulo elasticoe buona resistenza, permettendo di superare alcune limita-zioni tipiche dei ceramici (3, 4, 8, 10).Il vantaggio di questa procedura è di essere relativamentesemplice rispetto ai metodi tradizionali (“Gas Pressure Me-tal Infiltration” e “Directed Oxidation of Aluminum”) per laproduzione di questa classe di compositi (13, 14, 17, 18).In questo lavoro partendo da uno studio iniziale su pre-for-me di silice amorfa, allo scopo di ottenere le condizioni ope-rative migliori, si sono poi sperimentate pre-forme di variecomposizioni e di costo più contenuto.

P. Mossino, D. Vallauri, F. A. Deorsola, , G. Scavino, I. AmatoPolitecnico di Torino

Dipartimento di Scienza dei Materiali ed Ingegneria Chimica – Torino

L. Pederiva, R. Dal MaschioUniversità di Trento – Facoltà di Ingegneria

Dipartimento Ingegneria dei Materiali e Tecnologie Industriali – Trento


Fasi “Fire-clay” “Vitreous China”

Quarzo 25.50 18.00Mullite 36.40 23.10

Cristobalite 19.30 /Fase Vetrosa 18.50 58.90

N.I. 0.30 /


Mem

orie


METODOLOGIA SPERIMENTALE

La preparazione dei compositi è stata effettuata a partire dapre-forme di: silice amorfa pura (G.E. Europe Quartz), “Fi-re-clay”, “Vitreous China” e alluminio in sfere (Aldrich99.9%).I due ultimi materiali sono attualmente impiegati nell’indu-stria dei ceramici tradizionali, sono poco costosi e facilmen-te reperibili. Il “Fire-clay” (che indicheremo con F) è unamiscela di argilla vetrificabile, argilla calcinata (chamotte),caolino, quarzo e feldspato; il “Vitreous China” (che indi-cheremo con V) è una miscela di argilla bianca, caolino,quarzo e feldspato. L’analisi chimica delle pre-forme F e V ha fornito i risultatiriportati in tabella 1. L’analisi ai raggi X ha invece permessol’identificazione delle fasi presenti e la determinazione dellerispettive quantità (Tab. 2).

Composti “Fire-clay” “Vitreous China”

SiO2 67.48 70.8Al2O3 28.89 23.0Fe2O3 1.18 0.64TiO2 0.54 0.21CaO 0.20 0.72MgO 0.41 0.21K2O 0.81 1.49Na2O 0.41 2.93SrO2 0.08 /

Tabella 1 – Analisi chimica delle pre-forme (% in peso).

Table 1 – Chemical composition of the perform (wt %).

I compositi sottoposti a prove meccaniche sono stati prepa-rati secondo una procedura leggermente diversa: si è portatoa fusione l’alluminio in un crogiolo rivestito di allumina. A750°C vengono introdotte le pre-forme riscaldate alla tem-peratura del bagno. Il bagno viene portato alla temperaturarichiesta per l’infiltrazione e mantenuto il tempo necessarioaffinché il pezzo reagisca fino a cuore. Dopo reazione latemperatura si abbassa a 750°C per estrarre il composito cheviene lasciato in forno a raffreddare lentamente. Le diverseprocedure utilizzate sono schematizzate in figura 1a e 1b ri-spettivamente.La caratterizzazione morfologica e strutturale dei compositiè stata effettuata mediante diffrazione di Raggi X, microsco-pia ottica e microspia elettronica a scansione (SEM). Ladensità è stata calcolata utilizzando il metodo di Archimede.Il modulo di Young (E) è stato misurato con la tecnica dellarisonanza acustica mediante Grindo Sonik Mk5. Il modulodi rottura a flessione (MOR) in quattro punti è stato determi-nato in accordo con le norme ASTM C 158-84.

RISULTATI E DISCUSSIONE

Il processo RMP su pre-forme di silice amorfa ha permessodi confermare quanto riscontrato in letteratura sui diversistadi di formazione del composito finale. La profondità diinfiltrazione in funzione della temperatura, per 6h di tratta-mento, è presentata in figura 2. Lo spessore dello strato infiltrato ha un massimo a 850°Cper poi diminuire bruscamente e diventare di nuovo elevatoa 1100°C. Questo andamento può essere spiegato conside-rando che a temperatura più bassa è favorita la formazione

Tabella 2 – Analisi ai raggi X delle pre-forme (% in peso).

Table 2 – X-ray analysis of the preform (wt%).

Al fine di determinare la cinetica di reazione si sono adotta-te le seguenti condizioni operative: l’alluminio e le pre-for-me sono stati posti in forno (in atmosfera di argon) all’inter-no di un crogiolo di allumina a diversi tempi e temperature.Dopo reazione è stato estratto il composito dal bagno e si èproceduto alla misura dello strato reagito e alla caratterizza-zione microstrutturale.

Fig. 1 – Schema adottato perlo studio del processo.

Fig. 1 – Schematicrepresentation of theapparatus for the study of theprocess.

Fig. 2 – Andamento della profondità di penetrazione in funzionedella temperatura (alluminio su silice amorfa).

Fig. 2 – Penetration depth vs temperature (aluminum onamorphous silica).


Mem

orie


Fig. 3 – Spettri di diffrazione di Raggi X dello strato reagito(alluminio su silice amorfa).

Fig. 3 – X-Ray diffraction analysis of the reacted layer (aluminumon amorphous silica).

Fig. 4 – Micrografia ottica dei compositi ottenuti a 1100°C:alluminio su silice amorfa (allumina in scuro, alluminio in chiaro)1000X.

Fig. 4 – Optical micrograph of the composites obtained at1000°C: aluminum on amorphous silica (alumina in white,aluminum in black) 1000 X.

Fig. 5 – Immagine SEM della superficie di frattura del compositoottenuto a 1100°C: alluminio su silice amorfa (allumina in chiaro,alluminio in scuro).

Fig. 5 – SEM image of the fracture surface of composite obtainedat 1100°C: alluminum on amorphous silica (alumina in white,aluminum in black).

di allumine di transizione, ciò non avviene ad alta tempera-tura in quanto si ha direttamente la formazione di α-allumi-na (19). L’analisi ai Raggi X dei campioni ottenuti, presenta-ta in figura 3, conferma questa ipotesi.L’osservazione delle superfici lucidate al microscopio otticoha evidenziato una struttura costituita dalla fase ceramica(allumina) e dalla fase metallica (alluminio) intimamentemescolate (figura 4). Si noti però come questo tipo di carat-terizzazione non riesca a mettere in risalto la struttura tridi-mensionale.La tridimensionalità della struttura risulta invece evidentedall’analisi SEM della superficie di frattura del campione. La figura 5 mostra chiaramente le due fasi compenetrate aformare una rete continua (sono evidenti i “dimples” tipicidi una fase duttile).Questa procedura ci ha permesso di individuare le tempera-ture e i tempi di trattamento ottimali per il processo; è statoperciò possibile produrre un quantitativo di campioni consi-derevole da sottoporre a prove meccaniche, al fine di verifi-care le correttezza delle modalità operative.I valori ottenuti di: densità, modulo di rottura a flessione,modulo di Young sono riportati in tabella 3 e confrontati coni valori delle singole fasi costituenti. Poiché il compositopresenta un comportamento intermedio rispetto ai singolicostituenti, si può pensare che la frattura che si origina nellaparte ceramica venga rallentata dalla deformazione della fa-se metallica. Risulta evidente inoltre che i provini ottenutialle due temperature non presentano un comportamentomeccanico sostanzialmente diverso. Si noti però che i valoridei compositi sintetizzati a 850°C hanno una dispersionemaggiore rispetto a quelli a 1100°C. I valori di resistenza a flessione e di E sono stati confrontaticon quelli riportati in letteratura per compositi ottenuti conmetodologie analoghe. Poiché i valori riscontrati si riferi-scono a prove di resistenza a flessione in tre punti, al fine dieffettuare un confronto significativo, in tabella 4 si sono ri-portati i valori a quattro punti utilizzando la formula di Wei-bull (MOR 4 punti = 0.785 MOR 3 punti) (20). Si può notare che i valori di E e di MOR sono molto simili aquelli riportati in letteratura fanno eccezione di quelli diBreslin et al (3).

Proprietà 850°C 1100°C Al αAl2O3

E (GPa) 196 209 70 360MOR (MPa) 243±74 251±19 / /Densità (g/cm3) 3.3 3.6 2.69 3.97

Tabella 3 – Proprietà dei C4: alluminio su silice amorfa.

Table 3 – C4 properties: aluminium on amorphous silica.

Tsintesi E MOR MOR MOR

(°C) (GPa) (MPa) (MPa) (MPa)(4punti) (3 punti) (Rip. 4 punti)

850 196 243 / 2431100 209 251 / 2511100 [3] 215 / 470 3691000 [12] 210 / / /1100 [11] 226 / / /1100 [16] 220 / / /1100 [10] 202 / 260 204

Tabella 4 – Confronto con i dati di letteratura: alluminio su siliceamorfa.

Table 4 – Comparison with the literature data: aluminium onamorphous silica.


Mem

orie


Questa tipologia di caratterizzazione è in grado di eviden-ziare se il processo viene eseguito correttamente attraversoil confronto con i dati di letteratura, ma soprattutto la ripro-ducibilità delle caratteristiche meccaniche del pezzo finito.Dopo aver stabilito le condizioni operative ottimali il pro-cesso di infiltrazione è stato applicato a pre-forme di com-posizione più complessa.Come per le pre-forme in silice amorfa è stato determinatolo spessore dello strato infiltrato in funzione della tempera-tura per 6h di trattamento (Fig. 6).Come si può notare vi è una dipendenza lineare (a differenzadel caso della silice amorfa) dello strato reagito in funzionedella temperatura. Entrambe i materiali presentano una reat-tività maggiore della silice verso l’alluminio per temperatu-re superiori a 900°C e nel caso della pre-forma V anche atemperature più basse. Le pre-forme in silice inoltre nondanno reazione con l’alluminio fuso a temperature inferioria 800°C (per 6h di trattamento) mentre queste due ultimecomposizioni sono già reattive a 700°C, cioè poco sopra ilpunto di fusione dell’alluminio. Si deve inoltre rilevare chela pre-forma V è più reattiva rispetto alla pre-forma F. Que-sti comportamenti si spiegano considerando le quantità rela-tive delle diverse fasi presenti: la pre-forma V ha una eleva-ta presenza di fase vetrosa, che è la fase maggiormente reat-tiva nei confronti dell’alluminio.La massima temperatura di reazione presa in esame è stata li-mitata dal mantenimento della forma originale del provino.Inoltre per i punti evidenziati nel grafico con un cerchio si os-servano già delle piccole deformazioni. Anche in questo casola minore resistenza della pre-forma V alla deformazione pereffetto della temperatura è dovuta alla presenza di quantitativipiù elevati di fase vetrosa. La minore reattività, ma anche lamaggiore resistenza alla deformazione è conferita dalla mulli-te. Questa affermazione è confermata dal comportamento del-la pre-forma F che presenta un maggiore contenuto in mullite.Anche l’analisi chimica convalida questo comportamento inquanto il maggior contenuto in allumina della pre-forma Frallenta il processo di attacco da parte dell’alluminio (1).L’analisi SEM delle superfici infiltrate ha mostrato che l’al-luminio è penetrato all’interno del campione reagendo conesso e formando anche in questo caso una struttura a fasicompenetrate (Fig. 7 e 8).Sono stati inoltre preparati provini di opportune dimensionida sottoporre a prove meccaniche per un test preliminare me-diante pendolo di Charpy. Le prove hanno messo in evidenzaun energia assorbita molto bassa, dell’ordine del Joule; valo-ri tipici di un comportamento quasi completamente fragile.

CONCLUSIONI

Il metodo dell’infiltrazione reattiva è stato utilizzato perprodurre una serie di compositi a partire da pre-forme costi-tuite da materiali diversi in particolare:- E’ stata determinata la cinetica del processo di infiltrazio-

ne reattiva di allumina su silice amorfa evidenziando unandamento non lineare in funzione della temperatura. Lostrato infiltrato (C4) è stato caratterizzato mediante analisiSEM e XRD.

- Sono stati caratterizzati meccanicamente i compositi C4 dicui sopra ottenendo valori in accordo con i dati di letteratura.

- E’ stato messo a punto e valutato il processo di infiltrazio-ne reattiva su materiali argillosi di uso corrente determi-nandone la microstruttura e il comportamento meccanico:in questa parte del lavoro si è evidenziata una più elevatareattività di questi materiali rispetto alla silice amorfa. Ta-le comportamento è stato attribuito alla presenza della fasevetrosa. Le prove meccaniche preliminari hanno mostratoun comportamento fragile e hanno messo in evidenza lanecessità di ottimizzare ulteriormente il processo.

Fig. 6 – Andamento della profondità di penetrazione in funzionedella temperatura: alluminio su “Fire-clay” e “Vitreous China”.

Fig. 6 – Penetration depth vs temperature: aluminum on “Fire-clay” e “Vitreous China”.

Fig. 7 – Immagine SEM della superficie di frattura del compositoottenuto da infiltrazione delle pre-forme F a 950°C.

Fig. 7 – SEM image of the fracture surface of composite obtainedfrom infiltration of preform F at 950°C.

Fig. 8 – Immagine SEM della superficie di frattura del compositoottenuto da infiltrazione delle pre-forme V a 900°C.

Fig 8 – SEM Image of the fracture surface of composite obtainedfrom the infiltration of preform V at 900°C.


Mem

orie


BIBLIOGRAFIA

1) M. CAVARRETTA, H. G. FELDHUS, N. SERRATRI-CE, F. RIVALTA and L. SITIA, I Materiali Refrattarinelle Moderne Fonderie di Acciaio, Ghisa e MetalliNon Ferrosi. Teknos, Torino (1971), p 335.

2) K. J BRONDYKE, J. Am. Ceram. Soc. 36 5 (1953) p171.

3) M. C. BRESLIN, J. RINGNALDA, L. XU, M. FUL-LER, J. SEEGER, G. S. DAEHN, T. OTANI and H. L.FRASER, Mat. Sci. Eng. A 195 (1995) p 113.

4) R. E. LOEHMAN and KEVIN EWSUK, J. Am. Ce-ram. Soc. 79 1 (1996) p 27.

5) G. W. HAN, D. FENG, M. YIN and W. J. YE, Mat. Sci.Eng. A 225 (1997) p 204.

6) W. G. FAHRENHOLTZ, K. G. EWSUK, R. E. LOEH-MAN and P. LU, J. Am. Ceram. Soc. 81 10 (1998) p2533.

7) E. SAINZ and A. P. TOMSIA, J. Am. Ceram. Soc. 81 9(1998) p 2381.

8) C. HA, Y. JUNG and U. PAIK, J. Alloy and Comp. 306(2000) p 292.

9) S. BANERJEE and S. K. ROY, Mat. Chem. Phys. 67(2001) p 243.

10) C. BADINI, D. PUPPO and M. PAVESE, Int. J. Mat.Prod. Tech. 17 3/4 (2002) p 182.

11) W. LIU and U. KÖSTER, Mat. Sci. Eng. A 210 (1996)p 1.

12) G. S. DAHEN, B. STARK, L. XU, K. F. ELFISHAWY,J. RINGNALDA and H. L. FRASER, Acta Mater. 44 1(1996) p 249.

13) H. PRIELIPP, M. KNECHTEL, N. CLUSSEN, S. K.STREIFFER, H. MÜLLEJANS, M. RÜHLE and J.RÖDEL, Mat. Sci. Eng. A 197 (1995) p 19.

14) M. KNECHTEL, H. PRIELIPP, H. MÜLLEJANS, N.CLUSSEN and J. RÖDEL, Scripta Metall. Mater. 31 8(1994) p 1085.

15) D. R. CLARKE, J. Am. Ceram. Soc. 81 (1992) p 739.16) V. IMBENI, I. M. HUTCHINGS and M. C. BRESLIN,

Wear 233-235 (1999) p 462.17) M. SINDEL, N. A. TRAVITZKY and N. CLAUSSEN,

J. Am. Ceram. Soc. 73 9 (1990) p 2615.18) T. WATARI, K. MORI, T. TORIKAI and O. MATSU-

DA, J. Am. Ceram. Soc. 77 10 (1994) p 2599.19) A. E. STANDAGE and M. S. GANY, J. Am. Ceram.

Soc. 50 (1967) p 101.20) V. SGLAVO, R. DAL MASCHIO and G. D.SORA-

RU’, J. Eur. Ceram. Soc. 11 (1993), p 341.

SYNTHESIS OF COMPOSITE MATERIALS ALUMINUM/ALUMINATHROUGH REACTIVE METAL PENETRATION

Keywors: composite materials, material characterization, processes

Aluminum corrosion of refractory materials based on silica-alumina has been an important problem in the processing ofaluminum alloys: many scientists have been study this phe-nomena. In the last decade the reaction between aluminumand based silica materials become important in order to ob-tain new composite materials characterized by interestingmechanical properties. This composites are generally calledC4 (Co-Continuous Ceramic Composites) and they are cha-racterized by a microstructure with interpenetrating phases.The ceramic phase is generally alumina and the metallicphase is aluminum and they are intimately mixed to form acontinuous network thus they are also called IPCs (Interpe-netrating Phase Composites). This process has been termed RMP (Reactive Metal Penetra-tion) and it is made by introducing a silica based preform ina bath of melted aluminum (or aluminum alloy); the forma-

tion of composite is done according the following reaction:

4 Al + 3 SiO2 --> 2 Al2O3 + 3 Si

The formation of IPC composite is due to the transformationof amorphous silica, in the sacrifical ceramic preform, inalumina. The volume contraction causes a rupture of theproduct layer with a formation of channels in which the alu-minum can continue the reaction with the preform.The other reaction product is silicon, that diffuses out of thecomposite into the surrounding aluminum bath. A notable advantage of the RMP process is that the dimen-sion of the original preform is retained when the reactiontake place: it is possible to say that the process is near net-shape. The dimension variation is about 1%. In this work starting from an initial study of the RMP pro-cess on amorphous silica preform, other ceramic preformswith complex composition was tested. The IPC compositessynthesized was characterized from a microstructural pointof view: X-Ray diffraction, optical microscopy and scanningelectron microscopy. Samples with suitable size has been produced in order tocharacterized it from a mechanical point of view.

A B S T R A C T


Mem

orie


Comportamento meccanico in prove di fatica a caldo

di compositi metallici a matrice di lega SP-700 rinforzata

con fibre di Carburo di silicio tipo SCS-6C. Testani, C. Bartuli, F. Sarasini, T. Valente

Il presente lavoro descrive le fasi di fabbricazione e di caratterizzazione di campioni di lega composita a matrice di titanio SP-700 e rinforzo costituito da fibre continue di SiC. I campioni fabbricati sono stati

caratterizzati in microscopia , prima e dopo la compattazione isostatica a caldo. Il materiale è statosottoposto a prove di trazione e fatica a temperatura ambiente, 450°C e 600°C. Sono illustrati i risultatidelle prove che hanno mostrato una resistenza in trazione di almeno il 20% superiore a quelle della solamatrice. Infine sono state esaminate le superficie le sezioni di frattura delle provette sottoposte a fatica

per descrivere le modalità ed i fenomeni agenti durante la deformazione.

Parole chiave: materiali compositi, titanio e leghe, fatica, lav. plastiche a caldo, prove meccaniche

INTRODUZIONE

La ricerca nel campo dei compositi a matrice metallica rap-presenta un settore di grande interesse per quei settori indu-striali caratterizzati da alta tecnologia, dove sia necessario mi-nimizzare il peso dei componenti e massimizzare le proprietàmeccaniche [1]. Prima che questi materiali possano essereimpiegati in applicazioni reali è necessario comprendere afondo i meccanismi di deformazione e rottura nell’ambientein cui andranno ad operare. Questi compositi a matrice di tita-nio stanno infatti ricevendo una considerevole attenzione alfine di un loro possibile uso come materiali strutturali nei mo-tori avanzati e nelle applicazioni aeronautiche ipersoniche.Per tali utilizzazioni si richiede di operare a temperature fino a650°C per estesi periodi di tempo e di sostenere gli effetti del-la fatica isotermica (ad alta temperatura) e termomeccanica.Il presente lavoro descrive le fasi di fabbricazione del mate-riale composito per tecnica di termo-spruzzatura al plasmaseguita da compattazione isostatica a caldo. La formulazio-ne della lega metallica SP-700 utilizzata come matrice, èstata sviluppata per migliorare la deformabilità a caldo e perapplicazioni dove sia necessario utilizzare la tecnologia del-la deformazione superplastica, mentre il rinforzo continuoimpiegato per la fabbricazione del composito è rappresenta-to da fibre di Carburo di Silicio tipo SCS-6. E’ stato inoltreanalizzato il comportamento a fatica ad alta temperatura delmateriale fabbricato, di cui vengono presentati i risultati cer-cando di mettere in evidenza il tipo e l’importanza relativadei diversi meccanismi di danneggiamento che inevitabil-mente intervengono a causa della complessità di questi ma-teriali caratterizzati dalla presenza contemporanea di matri-ce, fibra e interfaccia fibra/matrice.

Procedura sperimentale

La fabbricazione del materiale composito è stata eseguitamediante termo-spruzzatura al plasma di polveri di legaSP700 su un tamburo su cui erano state avvolte le fibre dicarburo di silicio tipo SCS-6 della ditta Special-Metals Inc.,e successiva compattazione isostatica a caldo (HIP).L’impianto di cui ci si è serviti per realizzare i mononastri èdenominato Controlled Atmosphere Plasma Spraying(C.A.P.S.), è situato presso la sede di Castel Romano delC.S.M. (Centro Sviluppo Materiali)(1). In Fig. 1 è mostrata una foto dell’impianto nel suo insieme.La particolarità dell’impianto risiede nella possibilità di va-riare l’ambiente di deposizione sia in termini di composizio-ne che di pressione, può operare anche in sovrapressione fi-no a 4 bar, consentendo selezionare i parametri di processopiù idonei per ciascun materiale da depositare.

C. TestaniCentro Sviluppo Materiali S.p.A, Roma, email: [email protected]

C. Bartuli, F. Sarasini, T. ValenteUniversità degli studi di Roma La Sapienza, Dipartimento ICMMPM, Roma,

email [email protected]

Memoria presentata al 30° Convegno nazionale AIM, Vicenza 17-19 novembre 2004Fig. 1 – Vista d’insieme dell’impianto C.A.P.S.

Fig. 1 – View of the C.A.P.S. plant.

(1) L’impianto CAPS di proprietà del CSM SpA e del Dipartimento di Inge-gneria Chimica e dei Materiali è gestito congiuntamente a seguito di un esi-stente accordo di collaborazione scientifica.

Tmax (°C) Pmax (bar) Tempo di stasi (min)

850 1200 45

Al V Mo Fe C O N Ti

4.50 3.05 2.02 2.06 0.039 0.129 0.007 Bal.


Mem

orie


Fig. 2 – Tamburo con le fibre di SiC avvolte.

Fig. 2 – 140 µm diameter silicon carbide fibers wound onto adrum (mandrel).

Le polveri gas-atomizzate di lega di titanio SP-700 utilizzatesono state fornite dalla Crucible Research, avevano una di-stribuzione granulometrica di circa 30-80 mm con formasferica. In Tab. I viene riportata la composizione chimica di tali pol-veri. Le fibre di carburo di silicio sono state avvolte su un tambu-ro di rame come mostrato in Fig. 2.Durante la deposizione, la temperatura è stata registrata me-diante una termocoppia posta a contatto con la superficie in-terna del tamburo. La configurazione di raffreddamento pre-scelta ha consentito di mantenere la temperatura di deposi-zione a valori inferiori a 160°C, impiegando una velocità dimovimentazione della torcia di 221 mm/s ed una velocità dirotazione del tamburo di 27giri/min. I parametri utilizzatiper la realizzazione dei monostrati sono stati ottimizzati amezzo di una sperimentazione fattoriale al fine di minimiz-zare la quantità di non fusi e di porosità [2, 3, 4, 5]. In Fig. 3si può osservare un mononastro così come appare subito do-po la spruzzatura.I mononastri così ottenuti sono stati tagliati ed impilati gli

Tabella I – Analisi chimica (wt%) della polvere relativa alla legaSP-700.

Table I – Chemical analysis (wt%) of the SP700 powder.

Fig. 3 – Nastro come appare subito dopo la termospruzzatura alplasma.

Fig. 3 – Plasma sprayed MMC monotape at the completion of thespray process.

uni sugli altri e posizionati all’interno degli stampi di ac-ciaio che sono stati a loro volta sigillati, dopo aver creato alloro interno un grado di vuoto pari a circa 3x10-5 mbar. Lasuperficie interna delle piastre così come quella dei coper-chi, dopo essere stata opportunamente sgrassata, è stata rive-stita con nitruro di boro al fine di facilitare il distacco deipannelli compositi una volta terminata la compattazione.Tali stampi sono mostrati durante la fase di preparazione esigillatura in Fig. 4, prima di essere inviati alla compattazio-ne isostatica a caldo.I parametri di compattazione isostatica a caldo utilizzati so-no riportati in Tab. II, e sono stati dedotti dall’analisi dellemappe di consolidamento per il sistema Ti6Al4V (Fig. 5) edalla letteratura disponibile [6-7].

Fig. 4 – Esempio di stampo durante la fase di preparazione esigillatura in vuoto.

Fig. 4 – View of the die and tooling used for the sealing process.

Tabella II – Parametri relativi al ciclo HIP.

Tab.le II – HIP cycle parameters (Tmax, Pmax, t).

Fig. 5 – Mappa relativa al consolidamento del sistema Ti-6-4/SCS-6.

Fig. 5 – Densification maps showing predicted MMC laminatedensity vs normalized applied stress for Ti-6Al-4V/SCS-6 system.


Mem

orie


RISULTATI

Nelle figg. 6 e 7 sono mostrate due sezioni metallografichedei mononastri fabbricati dove la frazione volumetrica fina-le è stata valutata in circa il 10,6 %. È possibile mettere inevidenza la presenza di poche particelle non fuse, chiara-mente identificabile dall’aspetto sferico, e qualche micropo-rosità dovuta all’intrappolamento dei gas-plasmogeni duran-te la fase di termo-spruzzatura. Come ulteriore risultato siaggiunge che non sono stati evidenziati segni di rilevantedegrado interfacciale.

Il materiale composito, dopo compattazione isostatica, sipresenta ben consolidato con una completa ricristallizzazio-ne della lega metallica, (Fig. 8 e 9). Sono state evidenziatedelle zone, pari al 5.7% in volume, di materiale non com-pletamente ricristallizato (Fig. 9), mentre la porosità, misu-rata con metodi automatici, è stimata al 2% in volume. Sonocomunque assenti zone con delaminazioni ed è stata esclusala presenza di zone di eccessiva reazione all’interfaccia.

Fig. 6 – Particolare del mononastro dopo attacco metallografico(diametro della singola fibra 140 µm).

Fig. 6 – A polished and etched cross sectional view of the plasma-sprayed monotape.

Fig. 7 – Particolare del mononastro (diametro della singola fibra140 µm).

Fig. 7 – A polished and etched cross sectional view of the plasma-sprayed monotape.

Fig. 8 – Sezione trasversale del composito (200x).

Fig. 8 – Transverse cross section of the as-fabricated composite.

Fig. 9 – Ingrandimento della matrice metallica con ricordo dellepolveri iniziali (400x).

Fig. 9 – Microstructure of the matrix alloy showing the presenceof starting powders (400x).

CARATTERIZZAZIONE MECCANICA

Dal campione di materiale composito fabbricato sono statericavate per elettroerosione delle provette, alcune sono mo-strate in Fig. 10, per prove di trazione e fatica a caldo (450 e600°C).Le prove sono state eseguite in controllo di spostamento conuna velocità della traversa pari a 1 mm/min. I risultati sonoriassunti nelle tabelle III e IV.

Fig. 10 – Alcuni dei provini usati nelle caratterizzazionimeccaniche.

Fig. 10 – Tensile and fatigue specimen geometry

Campione E σR σy 0.2 Allung. a(GPa) (MPa) (MPa) rottura (%)

SiC/SP-700_1 159 1280 756 4.20SiC/SP-700_2 147 1448 1191 2.32SiC/SP-700_3 186 1312 1160 2.06

Tabella III – Risultati delle prove di trazione a temperaturaambiente.

Table III – Tensile tests results for specimens tested at roomtemperature.

Campione T σR σy 0.2 Allung. a(°C) (MPa) (MPa) rottura (%)

SiC/SP-700_1 300 1046 880 4.0SiC/SP-700_2 300 1032 789 4.2SiC/SP-700_3 450 819 720 4.0SiC/SP-700_4 450 806 697 4.1SiC/SP-700_5 600 446 359 13.0SiC/SP-700_6 600 468 368 11.0


Mem

orie


Nelle Fig. 11 e 12 è possibile osservare l’andamento del ca-rico di rottura e di snervamento in funzione della temperatu-ra, nel confronto con i dati reperiti in letteratura per la solamatrice non rinforzata.

PROVE DI FATICA

Oltre alle prove di trazione si è proceduto alla valutazione delcomportamento a fatica del composito ad alta temperatura. Leprove sono state eseguite a 450°C e 600°C, le condizioni sonoriportate di seguito in Tab. V ed i risultati sono riassunti nel gra-fico di Fig. 13. Le prove, inoltre sono state eseguite in controllodi carico, adottando un andamento sinusoidale del carico appli-cato caratterizzato da una frequenza pari a 5 Hz ed R=0.1. Sulle provette sottoposte a prova di fatica, sono state esegui-

Tabella IV – Risultati delle prove di trazione ad alta temperatura.

Table IV – Tensile tests results for specimens tested at elevatedtemperatures.

Fig. 11 – Andamento del carico di rottura del composito inconfronto con la sola matrice.

Fig. 11 – Comparison of the tensile strength of the composite andunreinforced matrix alloy as a function of temperature.

Fig. 12 – Andamento del carico di rottura del composito inconfronto con la sola matrice.

Fig. 12 – Comparison of the yield strength of the composite andunreinforced matrix alloy as a function of temperature

te sia analisi sulla superficie di frattura che esami metallo-grafici, esaminando regioni appartenenti al tratto utile deiprovini in direzione parallela all’asse longitudinale. I cam-pioni sono stati puliti fino a far emergere il primo strato difibre per poi essere sottoposti all’osservazione al microsco-pio ottico, senza attacco metallografico. La tipica superficiedi frattura è riportata in Fig. 14.Nelle successive Fig. 15-16 sono riportate le più rappresenta-tive immagini di sezione metallografiche tratte dalle provetteesaminate nelle zone prossime alla superficie di frattura.

DISCUSSIONE

La scelta dei parametri di termo-spruzzatura e quelli di com-pattazione si sono dimostrati adatti a garantire un buon livel-lo di qualità sia del mononastro che del campione dopocompattazione isostatica a caldo (HIP). Infatti la frazionevolumetrica di rinforzo di SiC pari a circa il 10,6%, ha in-nalzato le proprietà di resistenza alla trazione di circa il 20%, rispetto alla matrice non rinforzata, a temperatura am-biente, per quasi raddoppiarla a T=600°C (Figg. 11 e 12). Le osservazioni condotte sul composito dopo compattazionehanno messo in evidenza una presenza di perdita di allinea-mento dovuta al fiber swimming, anche se molto contenutarispetto a quella che si può avere con altri processi di produ-zione come la stratificazione da “lamierino-fibra-lamieri-no”. Si è osservata una completa ricristallizzazione del gra-no nelle superfici di contatto con l’impossibilità di ricono-scere la stratificazione iniziale e questo dimostra una buonagiunzione per diffusione.

Prova T (°C) Max Stress f (Hz) R(MPa)

1 600 450 5 0.12 600 350 5 0.13 600 300 5 0.14 600 250 5 0.15 450 600 5 0.16 450 450 5 0.17 450 350 5 0.18 450 330 5 0.19 450 250 5 0.1

Tabella V – Condizioni di prova per la fatica del composito SP-700/SiC.

Table V – Fatigue test summary for SCS-6/SP700 compositesystem.

Fig. 13 – Risultati delle prove di fatica ad alta temperatura per ilcomposito SP-700/SiC.

Fig. 13 – Cycles to failure as a function of maximum stress atdifferent temperatures.


Mem

orie


Fig. 14 – Tipica superficie di frattura delle provette di sottoposte aprova di fatica.

Fig. 14 – SEM micrograph of a typical fatigue fracture surface ofSCS-6/SP700 composite.

Fig. 15 – Esempio di “fibre-bridging”, prova 3: P=350MPa,T=450°C (100x).

Fig. 15 – Fiber bridging, 350MPa, 450°C (100x).

Fig. 16 – Dettaglio dell’avanzamento di una cricca nella matrice,P= 350MPa, T= 600°C (200x).

Fig. 16 – Matrix cracking, 350MPa, 600°C (200x).

Fig. 17 – Esempio di microcricche nelle fibre, prova eseguita aP= 600MPa e T= 450°C (400x).

Fig. 17 – Fiber cracking, 600MPa, 450°C (400x).

Le prove di fatica sono state effettuate in aria alle tempera-ture di 450°C e 600°C che sono quelle di maggior interessenelle turbine a gas, settore di potenziale applicazione perquesto tipo di materiali compositi. L’entità delle sollecita-zioni applicate è stata scelta in relazione ai dati ottenuti dal-le prove statiche. In particolare, la scelta di eseguire le proveanche a 600°C, temperatura ben superiore a quella normal-mente di servizio per la lega SP 700, risiede nel fatto che si èvoluto studiare il comportamento di tale composito a tempe-rature superiori a quelle sostenibili dalla sola matrice.L’esame delle zone di frattura delle provette ha messo inevidenza che il fenomeno di rafforzamento maggiormenteattivo nelle prove di fatica è consistito nel “fibre bridging”(Fig. 15-16). Sono state messe in evidenza anche delle cric-che interfibra nei campioni sottoposti agli stress più elevati(Fig. 17) probabilmente dovuti a stress già accumulati du-rante la fase di consolidamento per HIP.

CONCLUSIONI

Il presente lavoro ha dimostrato la possibilità di realizzaremateriali compositi a matrice di titanio con rinforzo conti-nuo di SiC servendosi di una tecnologia di produzione arti-colata in due passi:

- realizzazione di mononastri ottenuti termospruzzando lamatrice metallica, nel caso particolare la lega SP-700, sulrinforzo (fibre SCS-6) mediante tecnica CAPS;

- impilaggio dei mononastri e successivo consolidamentoper mezzo della pressatura isostatica a caldo (HIP).

I materiali prodotti sono stati sottoposti ad esami metallo-grafici ed a prove meccaniche che ne hanno evidenziato labuona qualità ed un miglioramento delle proprietà meccani-che rispetto alla matrice non rinforzata. Questo risultato dimostra la possibilità di estendere il rangedi applicazione, ad esempio di alcuni componenti di turbinea gas, oggi realizzate in lega di titanio.

BIBLIOGRAFIA

1. ASM International, “Materials properties handbook: ti-tanium alloys”, ASM Int. Ed, 1998, ISBN 0871704811.

2. T. VALENTE, F. CARASSITI, J. Comp. Tech. & Res.,18 (2), (1996) 89-93.

3. T. VALENTE, C. BARTULI, J. Thermal Spray Tech., 3(1), (1994) 63-68.

4. PETERS, P. "Mono-Filament Reinforced Metals" publi-cation available in the MMCAccess (Brite EURAMThematic Group) web site: http://mmc-assess.tuwien.


Mem

orie


ac.at5. PETERS, P. W. M.; HEMPTENMACHER, J. Composi-

tes, Part A: Applied Science and Manufacturing33A(10), (2002), 1373-1379.

6. H. D. HANES, D. A. Seifert and C.R. Watts, ‘‘Hot Iso-

static Pressing’’, Battelle Press, Columbus, OH, (1979).7. P.D. NICOLAU, S.L. SEMIATIN et Al, ., “Design of

Metal Matrix Composite Consolidation Practices Basedon the Foil/Fiber/Foil Approach”, Scripta Met. Et Mat,Vol. 32, pp 57-62, 1995

A B S T R A C T

TENSION-TENSION FATIGUE BEHAVIOR OF A UNIDIRECTIONAL TITANIUM-MATRIX COMPOSITE

(SCS-6/SP-700) AT ELEVATED TEMPERATURE

Keywords: titanium metal matrix composite, fatigue, hot isostatic pressign DB, mechanical testing

Titanium based metal matrix composites (MMC) reinforcedby unidirectional continuous SiC fibers are attracting consi-derable attention for potential use as structural materialsfor advanced engine and hypersonic aircraft applicationsbecause of their higher specific strength and stiffness at me-dium and elevated temperature with respect to monolithicmaterials such as superalloys. Before these MMCs can beused in real applications, the deformation and failure me-chanisms in the environment under which they will operatemust be fully characterized. For aircraft applications, thisroutinely includes fatigue loading at elevated temperature.This experimental work describes the manufacture and themechanical characterization of a titanium matrix compositefabricated by a two step process sequence in which foils (al-so called monotapes), consisting of uniformly spaced conti-nuous fibers in a porous alloy matrix, are produced usingplasma spray methods and lay-ups of these monotapes arethen consolidated to form near net shape composite using aprocess known as Hot Isostatic Pressing (HIP). The mate-rial investigated in this study was a unidirectional composi-te consisting of a titanium alloy reinforced with SCS-6 sili-con carbide fiber. The matrix alloy was of composition Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe, commonly designated as SP-700. Themonotapes were produced by Inert Plasma Spraying (IPS).The preforms in the as sprayed condition have been investi-gated by means of optical microscopy in order to evaluate

their characteristics (closed internal porosity, presence ofnon completely fused particles). The same investigation wasperformed on the composite specimens in the as Hiped con-dition. The results of such tests showed that was achieved ahigh degree of consolidation, no intra-ply delaminations,negligible porosity and fiber swimming as well as a good in-terfacial bonding without an extended fiber –matrix reactionzone, thus confirming the quality of the process used.In order to assess the mechanical properties of the composi-te, tensile tests were conducted both at room temperatureand at elevated temperature (300, 450, 600°C). It was possi-ble to underline the improvement of mechanical strength ofthis composite system if compared with the properties of theunreinforced SP-700 at the same temperatures.The fatigue behavior of this titanium matrix composite wasalso investigated. Fatigue tests were performed in air at arange of temperatures relevant to gas-turbine compressoroperation, namely 450°C and 600°C and at different maxi-mum stresses (as obtained from tensile tests). Tests wereperformed under load control, at a frequency of 5Hz and Rratio of 0.1, with loading under a sinusoidal waveform. Po-st-test microscopy was conducted on the fracture surfacesand on the sectioned samples of the tested specimens. Frac-tographic analysis was performed on all test specimensusing a scanning electron microscope (SEM). The fracturedspecimen was further polished parallel to the loading direc-tion in order to reveal the damage near the fracture surface.It was possible to observe the different damage mechanismsas well as the importance of fiber bridging.The improvements observed in comparison with the un-reinforced matrix alloy allow this composite system to beconsidered as a suitable material for future industrial appli-cations.


Mem

orie


Preparazione del composito Ti6Al4V+SiCfibre e sua evoluzione strutturale

dopo trattamenti termiciC. Testani, R. Montanari, M. E. Tata, G. Valdrè

Un composito con matrice metallica in lega Ti6Al4V rinforzato con fibre di SiC unidirezionali è statoprodotto mediante compattazione isostatica a caldo (HIP). Misure di diffrazione dei raggi X eseguite a

temperature crescenti fino a 600°C in atmosfera di argon ed a temperatura ambiente dopo il ciclotermico hanno permesso di monitorare l’evoluzione delle tensioni residue. Stress bi-assiali di tensione nelpiano parallelo a quello contenente le fibre si sviluppano progressivamente man mano che la temperatura

cresce e in parte rimangono dopo il raffreddamento. L’origine delle tensioni viene attribuita al vincolocostituito dalle fibre, che ostacola l’espansione del reticolo a seguito dell’assorbimento di azoto ed

ossigeno. Questa interpretazione è supportata da osservazioni di microscopia a forza atomica (AFM), chemostrano una sostanziale integrità dell’interfaccia metallo-fibra dopo trattamento di 1 h a 600°C in aria.

Parole chiave:

INTRODUZIONE

Esiste una vasta letteratura (vedi p.e. [1-5]) sulle proprietàdei compositi con matrice metallica in lega di titanio, tutta-via l’evoluzione dello stato tensionale a seguito di riscalda-mento non è stata sufficientemente studiata. Tale conoscen-za è di fondamentale importanza per l’utilizzo dei compositiin condizioni di servizio dove si possono raggiungere tem-perature anche di 600°C, tipiche delle strutture dei motoriaeronautici.Questo lavoro presenta i risultati ottenuti su campioni conmatrice in lega Ti6Al4V e rinforzo costituito da fibre di SiCunidirezionali.Lo stato tensionale del materiale, preparato presso i labora-tori CSM (Centro Sviluppo Materiali), è stato studiato me-diante diffrazione dei raggi X eseguita sia a temperatura am-biente dopo i trattamenti termici sia direttamente in tempe-ratura fino a 600°C.Per confronto le stesse misure sono state ripetute sulla stessalega non rinforzata.Inoltre, essendoci problemi di instabilità dell’interfaccia fi-bra-matrice dal momento che avvengono reazioni comples-se con cinetiche lente ma continue [6-9], questa è stata esa-

minata con osservazioni di microscopia a forza atomica(AFM), sia nelle condizioni originali che dopo esposizionedi 1 ora in aria a 600°C.

PREPARAZIONE DEL COMPOSITO

Il composito, mostrato in sezione in fig.1 (destra), è statopreparato mediante compattazione isostatica a caldo in auto-clave di lamierini metallici alternati con strati di fibre SCS-6(Φ = 0.14 mm). La rappresentazione schematica della struttura di una fibra èriportata in fig.1 (sinistra).Dapprima si sono prodotte delle preforme costituite dallasovrapposizione di 4 strati di fibre unidirezionali alternate a5 lamierini di Ti6Al4V di cui i due esterni con spessore di0.6 mm ed i tre interni con spessore 0.1 mm (fig.2). Lo spessore indicativo dei tappeti di fibre è di 0.14 mm. Le dimensioni di ciascuno dei lamierini e dei tappeti di fibreutilizzati nell’impilaggio erano 450 x 200 mm2. Le preforme sono state poi posizionate all’interno deglistampi di acciaio AISI 304 necessari per eseguire la pressa-tura isostatica a caldo.

C. TestaniCentro Sviluppo Materiali,

Castel Romano, Roma

R. Montanari, M. E. TataDipartimento di Ingegneria Meccanica,Università di Roma-Tor Vergata, Roma

G. ValdrèDipartimento di Scienze della Terra e

Geo-Ambientali, Università di Bologna,Bologna


Fig. 1 – Schema dellastruttura di una fibra SCS-6

(sinistra). Sezione delcomposito (destra).

Fig. 1 – SCS-6 fiber structure(left). Composite cross-section

(right).


Mem

orie


La superficie interna delle piastre così come quella dei coper-chi è stata rivestita con nitruro di boro al fine di impedire sal-datura per diffusione tra inserto composito e stampo e rende-re possibile l’estrazione dei pannelli dopo compattazione. Gli stampi sono stati poi saldati TIG e sottoposti a ciclo disigillatura sotto vuoto (3x10-6 mbar). Il ciclo HIP è stato realizzato mediante una pressa isostaticaa caldo del tipo ASEA-QH21 del Centro Sviluppo MaterialiSpA, che consente di poter controllare indipendentementetemperatura e pressione.I parametri utilizzati nel processo sono Tmax = 890°C, Pmax=1200 bar, tempo di stasi = 30min. La loro scelta è stata dettata da una attenta valutazione deidati di letteratura e da esperienze dirette [9-14]. Dopo il ciclo di compattazione il contenitore di acciaio AISI304 è stato rimosso per estrarre i pannelli di composito.

CARATTERIZZAZIONE DEL MATERIALE

Le misure di diffrazione dei raggi X in temperatura sono sta-te eseguite mediante una camera Anton Paar HT-16 montatasu un diffrattometro Philips. I campioni sono stati sistematisull’elemento riscaldante costituito da una lamina di platinoin cui scorre corrente elettrica (vedi fig.3). Il sistema preve-de il controllo della temperatura mediante una termocoppia(T.C.1) saldata alla parte inferiore della lamina di platino.

Fig. 2 – Schema dellapreparazione del composito.

Fig. 2 – Composite productionroute.

Fig. 3 – Rappresentazione schematica del sistema diriscaldamento del provino esaminato in temperatura.

Fig. 3 – Sketch of the X-ray camera heating system.

Dal momento che, anche nelle condizioni ideali di contattotra lamina e campione, si instaura sempre un gradiente ter-mico all’interno del campione, si sono considerate cometemperature di riferimento per le misure non quelle indicatedalla termocoppia saldata sulla lamina, ma quelle indicateda una termocoppia (T.C.2) posizionata sulla superficie ir-raggiata dai raggi X, parallela alla disposizione delle fibre. Le prove sono state eseguite in flusso di argon utilizzando laradiazione Mo-Ka (l = 0.71 Å). Questa lunghezza d’ondanon è normalmente impiegata per misure di stress residui atemperatura ambiente in quanto una radiazione di maggiorlunghezza d’onda (p.e. Cr K-a) garantisce maggior precisio-ne. Tuttavia si è optato in questo senso poiché la radiazioneMo-Ka permette di avere picchi di maggior intensità nelleprove in temperatura. La procedura seguita prevedeva: a- riscaldamento rapido dei campioni fino alla temperatura

di interesse, b- permanenza a quella temperatura per circa 20 minuti per

arrivare ad una stabilizzazione termica,c- acquisizione degli spettri di diffrazione. Lo stesso campione veniva usato per misure successive atemperature via via crescenti con intervalli di 100°C fino a600°C. A tutte le temperature considerate, è stato registratouno spettro generale nell’intervallo angolare 2Θ 15-45° conpassi di misura di 0.05° e tempo di conteggio di 2 s per pas-so. Si sono inoltre registrati i profili di precisione dei picchi{100}, {002}, {101}, {102}, {110} e {103} con passo dimisura di 0.005° e tempo di conteggio di 10 s per passo. La posizione centrale dei picchi è stata valutata con un pro-cedimento iterattivo con misure successive su intervalli an-golari sempre più piccoli e tempi di conteggio per passosempre più lunghi fino a 100 s.Per determinare la deformazione εhkl le stesse prove sonostate ripetute su polveri della lega Ti6Al4V, supposte essereprive di tensioni interne. εhkl relativa ad una generica fami-glia di piani {hkl} è data da:

εhkl = d – d0 / d0 (1)

dove d e d0 sono rispettivamente le distanze interplanari nelmateriale con tensioni (composito) e nello stesso materialeprivo di tensioni (polveri della lega Ti6Al4V). Sono state eseguite inoltre misure di diffrazione a tempera-tura ambiente: a- sul composito dopo l’intero ciclo di misura in temperatura, b- su campioni riscaldati per 1 h a 100, 200, 300, 400, 500 e

600°C.


Mem

orie


Sono state effettuate osservazioni con un microscopio AFMsu due campioni di composito: uno tal quale, l’altro riscal-dato 1 h a 600°C. L’obiettivo era studiare la struttura dell’in-terfaccia fibra-matrice. I campioni sono stati lucidati mecca-nicamente; quello riscaldato è stato lucidato prima del tratta-mento. Per le osservazioni e le misure topografiche é statoutilizzato un microscopio Multimode III della Digital Instru-ments (Santa Barbara, Ca). Le osservazioni sono state con-dotte in aria, in modo a contatto utilizzando punte in nitrurodi silicio (Si3N4) e uno scanner piezoelettrico (x,y) da 150µm x 150 µm. Le misure topografiche quantitative sono sta-te ricavate dall'elaborazione dei dati attraverso il sofwareDigital "Section Analysis" per l’analisi d’immagine.

RISULTATI

Gli spettri di diffrazione dei raggi X del composito, sia atemperatura ambiente che alle temperature di trattamentoqui considerate, mostrano solo i picchi della fase α. Osser-vazioni sistematiche di microscopia ottica, tuttavia rivelanola presenza di alcune zone con fase β residua. Fig. 4 mostra i profili di precisione dei primi tre picchi dilega e composito misurati a temperature fino a 600°C. In en-trambi i casi si può osservare come, per effetto della dilata-zione termica del reticolo, la posizione centrale dei picchi sisposti verso angoli più bassi man mano che la temperaturacresce.Dalla posizione centrale dei picchi misurata alle varie tem-perature sono state calcolate le distanze interplanari dhkl ri-portate in Tabella 1, utilizzate per calcolare i parametri a e c

della cella esagonale (fig.5). I valori del composito sonosempre inferiori ai corrispondenti valori della lega e la diffe-renza aumenta al crescere della temperatura. L’effetto è piùmarcato per a che per c.La fig. 6 mostra gli andamenti di εhkl calcolati mediantel’eq.(1) dai valori dhkl in Tabella 1.Al crescere della temperatura la deformazione cresce e pre-senta valori negativi. La sua entità non è la stessa per tutti ipiani.Finito il ciclo di misure a temperature crescenti e riportato ilcampione a temperatura ambiente, le prove sono state ripe-tute per valutare eventuali effetti residui. La fig. 7 mostra una porzione dello spettro di diffrazione delcomposito e della lega prima e dopo il ciclo di misura intemperatura. Nel composito, dopo il ciclo di misura, i picchirisultano spostati verso angoli maggiori, contrariamente aquanto osservato per le polveri. In Tabella 2 sono riportate le posizioni angolari dei picchi ele corrispondenti distanze interplanari nel composito di par-tenza e nel composito dopo l’intero ciclo di misura fino a600 °C.I parametri della cella elementare del composito sono a tem-peratura ambiente a=2.933 Å e c=4.680 Å, dopo il ciclo dimisura a=2.909 Å e c=4.667 Å. I valori di a e c diminuisco-no ed il rapporto c/a si modifica passando da 1.569 a 1.604. In fig.8 sono mostrati i profili delle riflessioni {100}, {002}e {101} registrati a temperatura ambiente dopo trattamentitermici di 1 h alle temperature indicate. Anche in questo ca-so si vede chiaramente come i trattamenti termici comporti-no spostamenti dei picchi di diffrazione verso angoli mag-giori. L’effetto aumenta al crescere della temperatura di trat-

Lega Ti6Al4Vhkl T.Amb. 100°C 200°C 300°C 400°C 500°C 600°C100 2.5404 2.5452 2.5483 2.5523 2.5555 2.5587 2.5627002 2.3400 2.3450 2.3500 2.3561 2.3615 2.3656 2.3683101 2.2291 2.2339 2.2370 2.2406 2.2455 2.2504 2.2523102 1.7221 1.7235 1.7273 1.7303 1.7336 1.7354 1.7387110 1.4642 1.4663 1.4678 1.4699 1.4719 1.4735 1.4756103 1.3292 1.3298 1.3326 1.3353 1.3374 1.3408 1.3438

Compositohkl T.Amb. 100°C 200°C 300°C 400°C 500°C 600°C100 2.5412 2.5452 2.5516 2.5603 2.5667 2.5739 2.5812002 2.3406 2.3446 2.3501 2.3561 2.3629 2.3666 2.3738101 2.2370 2.2412 2.2455 2.2510 2.2578 2.2658 2.2715102 1.7224 1.7242 1.7287 1.7326 1.7361 1.7394 1.7434110 1.4678 1.4696 1.4724 1.4761 1.4787 1.4808 1.4837103 1.3305 1.3322 1.3353 1.3385 1.3398 1.3426 1.3447

Tabella 1 – Distanze interplanari dhkl (in Å)della lega Ti6Al4V e del composito alle varie

temperature.

Table 1 – Interplanar spacings dhkl (Å) ofTi6Al4V alloy and composite at different

temperatures.

Fig. 4 – Profili di precisione dei primi trepicchi di lega e composito registrati atemperature crescenti.

Fig. 4 – Precision profiles of the first threediffraction peaks of alloy and composite,collected at increasing temperature.


Mem

orie


Fig. 5 – Andamento dei parametri di cella a e c in funzione della temperatura per lega e composito.

Fig. 5 – Trends of a and c cell parameters vs. temperature of alloy and composite.

Fig. 6 – La deformazione ehkl relativa ai piani {100}, {002},{101}, {102} e {110} del composito è riportata in funzione dellatemperatura.

Fig. 6 – Strain ehkl of {100}, {002}, {101}, {102} e {110} planesof composite vs. temperature.

Fig. 7 – Composito e lega: confronto tra una parte dello spettro prima e dopo il ciclo di misura in temperatura.

Fig. 7 – Composite and alloy: comparison between spectra before and after the thermal cycle.

tamento, così come la diminuzione della larghezza delle ri-ghe di diffrazione, ad indicare un recupero del materiale conparziale eliminazione di difetti reticolari, in particolare di-slocazioni introdotte nel processo di produzione. Le micrografie AFM ed i profili che da esse sono stati deter-minati mostrano importanti differenze tra il campione tal

hkl 2Θ I 2Θ F dhklI dhkl

F

100 16.050 16.185 2.5404 2.5193002 17.435 17.485 2.3400 2.3333101 18.310 18.405 2.2291 2.2176102 23.770 23.865 1.7221 1.7153110 28.035 28.165 1.4642 1.4575103 30.950 31.005 1.3292 1.3269

Tabella 2 – Posizioni angolari dei picchi e distanze interplanarinel composito di partenza (I) e dopo l’intero ciclo di misura fino a600 °C (F).

Table 2 – Angular peak positions and interplanar spacings ofcomposite in as-prepared condition (I) and after the thermal cycleup to 600°C (F).


Mem

orie


quale, solo lucidato meccanicamente, (fig.9) ed il campionepoi trattato per 1 h a 600°C (fig.10).La pulitura meccanica, eseguita con carte abrasive prima epoi con paste contenenti particelle di diamante a granulome-tria progressivamente più fine, non produce una superficieperfettamente planare. In virtù della sua grande risoluzione,la microscopia AFM mostra che la superficie, che apparepiatta se osservata col microscopio ottico o col SEM, pre-senta in realtà delle irregolarità. Core e coating in carboniodella fibra risultano essere su livelli più bassi se confrontaticon la parte in SiC della fibra oppure con la matrice metalli-ca. Inoltre, la parte in SiC della fibra mostra un profilo a“schiena d’asino”. La struttura complessa della fibra implicavariazioni di caratteristiche meccaniche locali sia all’internodella fibra che all’interfaccia con la matrice e questo com-porta un’abrasione differenziata durante la pulitura mecca-nica.Ad eccezione di qualche rara posizione, i dislivelli tra corein carbonio e corpo centrale in SiC della fibra, tra questa edil coating in carbonio sono in genere compresi in un inter-vallo tra 0.2 e 0.4 µm (fig.9). Dopo il trattamento termico di 1 h a 600°C in aria troviamo

Fig. 8 – Spettri del composito dopo trattamenti di 1 h alletemperature indicate.

Fig. 8 – XRD spectra of composite after heat treatments of 1h atthe reported temperatures.

Fig. 9 – Campione talquale- Micrografia AFM

(sinistra-alto) erielaborazione dellastessa immagine con

derivata (destra-alto). Inbasso è mostrato il

profilo Z misurato lungoil segmento evidenziato

nella micrografia. Imarker indicano punti

corrispondenti nellamicrografia e nel

tracciato del profilo. Ildislivello, indicato come

“vert distance” intabella, tra i due puntievidenziati dai marker

(sul coating di carbonio esul corpo centrale della

fibra in SiC) è 405.81 nm.

Fig. 9 – As-preparedsample- AFM

micrography (top left)and the same image

processed by derivative(top right). On the bottom

the Z-profile, measuredalong the marked line, isshown. Markers indicatecorresponding points of

micrography and profile.The height (vert distance)

between the markedpoints (on the carbon

coating and on SiC fibercore) is 405.81 nm.


Mem

orie


Fig. 10 – Campionetrattato 1 h a 600°C-Micrografia AFM(sinistra-alto) erielaborazione dellastessa immagine conderivata (destra-alto). Inbasso è mostrato il profiloZ misurato lungo ilsegmento evidenziatonella micrografia. Imarker indicano punticorrispondenti nellamicrografia e neltracciato del profilo.

Fig. 10 – Sample treated1h at 600°C- AFMmicrography (top left) andthe same image processedby derivative (top right).On the bottom the Z-profile, measured alongthe marked line, is shown.Markers indicatecorresponding points ofmicrography and profile.

dislivelli normalmente superiori a 1.5 mm ad indicare che lastruttura fibra-matrice ha subito un degrado. In particolare ilcarbonio di core e coating della fibra, a temperature maggio-ri di 500°C reagisce con l’ossigeno formando sostanze gas-sose come CO e CO2. La scomparsa del carbonio del coatingdetermina la formazione di un solco intorno alla fibra. An-che la parte centrale della fibra subisce un processo di ero-sione. Fig.10 mostra inoltre i cristalli di ossido che si forma-no sulla matrice metallica a seguito del trattamento termicoe che appaiono come piccole macchie di colore più chiaro.

DISCUSSIONE E CONCLUSIONI

Un dato importante che emerge dai risultati ottenuti è che ilreticolo della lega Ti6Al4V subisce delle deformazioni per-manenti quando il materiale è sottoposto a trattamenti termi-ci in atmosfera di argon (fig.7). L’espansione del reticolo ètanto maggiore quanto più alta è la temperatura di trattamen-to (fig.5). A temperatura ambiente a0=2.934 Å e c0=4.681 Å. Quandola temperatura cresce entrambi i parametri aumentano in

modo lineare; gli andamenti di a e c sono descritti dalleequazioni:

a = a0 + α ⋅ ∆T (2)

c = c0 + β ⋅ ∆T (3)

con α=8 x 10-5 °C-1 e β=1.1 x 10-4 °C-1. I valori dei coeffi-cienti di espansione sono di circa un ordine di grandezzamaggiori rispetto a quelli, α=1.04 x 10-5 °C-1 e β=1.45 x10-5 °C-1, ottenuti da Malinov, Sha & Guo [14] operando incondizioni di vuoto (2.5 x 10-3 mbar). Questa differenza èchiaramente da attribuire alla diversa atmosfera, più ricca diossigeno ed azoto nel nostro caso. La solubilità di azoto edossigeno nella lega cresce al crescere della temperatura per-tanto la concentrazione di questi gas nel reticolo aumentadurante i trattamenti termici ed una certa quantità residua ri-mane anche dopo il raffreddamento a temperatura ambiente.Questo fenomeno avviene anche nella matrice del composi-to, tuttavia il reticolo subisce una minore espansione duranteil riscaldamento (fig.5). Dopo raffreddamento a temperaturaambiente il reticolo si trova in uno stato di compressione ri-


Mem

orie


Fig. 11 – I piani che danno luogo a diffrazione sono quelliparalleli al piano X-Y quindi le distanze interplanari che simisurano sono quelle lungo l’asse Z.

Fig. 11 – Crystalline planes giving rise to diffraction are parallelto the X-Y plane thus the measured interplanar spacings are thosealong the z axis.

spetto alle condizioni iniziali: fig.7 mostra uno spostamentodei picchi verso angoli maggiori quindi distanze interplanariminori. Al contrario di quanto riscontrato nella lega (dilata-zione residua) in questo caso si riscontra uno stato di com-pressione residua. Come evidenziato da fig.8, uno stato di compressione è pre-sente anche nei campioni di composito trattati per 1 h a 100,200, 300, 400, 500 e 600°C.La questione che si pone è: perché il composito ha un com-portamento opposto rispetto a quello della lega? Per un solido perfettamente elastico, isotropo ed omogeneo,sottoposto ad un sistema di stress normali σX , σY e σZ lungoi tre assi principali X, Y e Z, la teoria dell’elasticità prevedeche la deformazione lungo l’asse Z possa essere espressa co-me:

εZ = 1/E [σZ – ν(σX + σY)] (4)

dove E è il modulo elastico e ν il rapporto di Poisson. Dalmomento che σZ = 0, l’eq.(4) diventa

εZ = – ν/E (σX + σY) (5)

Pertanto εZ, cioè la deformazione misurata con i raggi X nel-la configurazione sperimentale adottata (fig.11), è dovuta atensioni residue agenti nel piano X-Y. Eq.(5) ci dice inoltreche, essendo εZ di segno negativo (compressione), il termine(σX + σY) ha segno positivo (trazione). Anche se non sonostate fatte misure specifiche per determinare i valori delletensioni σX (normale alle fibre) e σY (parallela alle fibre),questo dato ci permette di spiegare, perlomeno in terminiqualitativi, il diverso comportamento di composito e lega.Nella lega l’espansione del reticolo a seguito dell’aumentodi temperatura presenta due componenti: una è dovuta alladilatazione termica, l’altra è dovuta all’assorbimento di azo-to ed ossigeno. La prima componente si annulla una voltache il metallo viene raffreddato a temperatura ambiente, laseconda si annullerebbe se i gas assorbiti ad alta temperaturafossero rilasciati completamente. Tuttavia, una parte degliatomi di azoto e ossigeno rimangono intrappolati nel retico-lo e questo comporta un effetto di espansione residua.Nel caso del composito l’espansione del metallo trova unvincolo costituito dalle fibre, collegate alla matrice da un’in-terfaccia che, come mostrato dalle osservazioni AFM, so-stanzialmente non viene compromessa dal riscaldamento,perlomeno nelle condizioni della nostra sperimentazione. Lefibre di SiC hanno un coefficiente di espansione termica

(4.1x10-6 /°C [15]) decisamente inferiore a quello della ma-trice metallica (9.7x10-6 /°C [16]); questo fatto comportal’insorgere di tensioni crescenti al crescere della temperatu-ra. Il fatto che nei diversi piani cristallini {hkl} si osservinodeformazioni di diversa entità dipende da come sono orien-tati i grani rispetto alle fibre, cioè dalla tessitura. Dal mo-mento che l’assorbimento di gas porta ad una espansioneanisotropa del reticolo con un cambiamento del rapportoc/a, le tensioni nei vari piani cristallini {hkl} dipendono dal-l’orientazione dei grani rispetto alle fibre. In particolare,sorgeranno tensioni maggiori quando le direzioni cristallinedove si dovrebbero avere i maggiori allungamenti sono pa-rallele alle fibre.I risultati di questo lavoro preliminare portano a concludereche per rendere minimi gli stati tensionali, che insorgonoinevitabilmente nel composito quando viene riscaldato inun’atmosfera contenente azoto ed ossigeno, è decisivo con-trollare la tessitura, in particolare quella dei due lamieriniesterni (spessore 0.6 mm). Ulteriori prove per determinare letensioni nel piano X-Y nelle 2 direzioni principali (parallelae normale rispetto alla direzione delle fibre) e misurare latessitura potranno fornire indicazioni precise a riguardo.

RIFERIMENTI BIBLIOGRAFICI

1) S. NOURBAKHSH and H. MARGOLIN, Proc. TMSannual meeting in Anaheim, CA, U.S.A., ‘‘Metal andCeramic Matrix Composites’’, 75, (1990) p75.

2) M. A. MITTNICK, Proc. TMS annual meeting inAnaheim, CA, U.S.A., ‘‘Metal and Ceramic MatrixComposites’’, 605, (1990) p605.

3) S. C. JHA, High Performance Composites for the1990s, ed. by S. K. Das, C. P. Ballard and F. Maribar,TMS, Warrendale, PA, 459 (1991) p459.

4) ‘‘Structural Materials Handbook’’, European SpaceAgency, 2 (section XI), (1994).

5) T.W.CLYNE, “3.7.12. Metal Matrix Composites: Ma-trices and Processing”, in “Encyclopaedia of Materials:Science and Technology”, §3.7“Composites: MMC,CMC, PMC”, A Mortensen ed., Elsevier, (2001) p12

6) D. UPADHYAYA ET AL., Recent Advances in Tita-nium Metal Matrix composites, ed. by F. H. Froes andJ. Storer, TMS, Warrendale, PA, 139 (1995) p139.

7) C. TESTANI, M. DI STEFANO, M.MARCHETTIAND A. FERRAIUOLO, Proc. ECCM-8, Napoli, Italy,6-8 june 2 (1998) p 350.

8) J. K. TIEN AND M. W. KOPP, Proc. TMS annual mee-ting in Anaheim, CA, U.S.A., ‘‘Metal and Ceramic Ma-trix Composites’’, (1990) p443.

9) G. DAS, Proc. TMS annual meeting in Anaheim, CA,U.S.A., ‘‘Metal and Ceramic Matrix Composites’’,(1990) p413.

10) S. V. NAIR, J. K. TIEN AND R. C. BATES, Internatio-nal Metals Reviews, 30 , (1985) p275.

11) P. R. SMITH AND F. H. FROES, J. of Met, 19, (1984).12) P.D. NICOLAU, S.L. SEMIATIN ET AL., Scripta

Met. Et Mat, 32, (1995) p57.13) H. D. HANES, D. A. SEIFERT AND C.R. WATTS,

‘‘Hot Isostatic Pressing’’, Battelle Press, Columbus,OH, (1979) p16.

14) MALINOV, SHA & GUO, SRS Annual Reports (2000-2001).

15) J.M. DONACHIE, Titanium and Titanium Alloys, A te-chnical guide, ASM, (2001) p63.

16) Int. Reports on Advanced Tecnologies, TEchTrends, In-novation 128, (1990) p54.


Mem

orie


PRODUCTION OF TiAl4V + SiC FIBERS COMPOSITE AND ITS STRUCTURAL EVOLUTION AFTER HEAT TREATMENTS

Keywords:

A composite of Ti6Al4V alloy reinforced with unidirectionalSCS-6 SiC fibers has been fabricated by Hot Isostatic Pres-sing (HIP) at CSM (Centro Sviluppo Materiali). Fig.1 shows the inner structure of a SCS-6 fiber (left) andthe composite cross-section (right). The stages of the prepa-ration route are illustrated in fig.2: 1- preparation of themultilayered structure (5 layers of Ti6Al4V, 4 layers of SiC);2- material cutting in its final shape (200 x 450 mm2); 3-material allocation in the mould, which is then evacuated(3x.10-6 mbar); 4- heating (Tmax=890°C); 5- pressure appli-cation (Pmax=1200 bar) for 30 minutes; 6- cooling down toroom temperature; 7- composite extraction from the mould. The material has been studied by X-ray diffraction (XRD)and Atomic Force Microscopy (AFM). XRD patterns of the composite and of the matrix alloy (pow-der) have been recorded at different temperatures up to600°C in argon atmosphere and at room temperature afterthe thermal cycle for investigating the material structuralevolution. Moreover, XRD spectra of composite and alloywere recorded at room temperature after heat treatments of1 hour at 100, 200, 300, 400, 500 and 600°C.The experiments have been performed by employing a high-temperature X-ray camera. A sketch of its heating system isshown in fig.3. Overall spectra (5° ÷ 45° 2_ angular range,steps of 0.05° and counting time of 2s/step) and precisionpeak profiles of the {100}, {002}, {101}, {102}, {110} and{103} reflections (steps of 0.005° and 10s/step) were collec-ted using Mo-Kα radiation (λ=0.071 nm). The central peakpositions have been determined by an iterative procedure.The strain (εhkl) affecting {hkl} planes was obtained byeq.(1), where d and d0 are the interplanar spacings of thecomposite and of a stress free sample (Ti6Al4V powder) re-spectively. Fig.4 shows precision profiles of the first three diffractionpeaks of matrix alloy and composite, collected at increasingtemperatures up to 600°C. In both cases the peaks shift tolower angles as temperature increases; interplanar spa-cings are reported in table 1. Fig 5 shows the hexagonal cellparameters (a,c) vs temperature of composite and powder.

Composite values are smaller than the powder ones forevery temperature. The εhkl trends vs. temperature are plotted in fig.6: higherthe temperature higher the strain, the values are negativeand different for each set of planes. Fig. 7 compares the spectra of composite and powder beforeand after the thermal cycle. The composite peaks result shif-ted towards higher angles whereas those of the powder inthe opposite way. Angular peak positions and interplanarspacings of composite in as-prepared condition (I) and afterthermal cycle up to 600°C (F) are reported in table 2.The XRD spectra of composite after heat treatments of 1hour at different temperatures are shown in fig.8: the peakpositions progressively shift towards higher angles by in-creasing the treatment temperature.Metal-fiber interface in the as-prepared material and afterheating of 1 hour at 600°C in air has been investigated byAFM (see micrographs in figg. 9 and 10). The AFM obser-vations show that the interface is not seriously damaged bythe treatment in air. The increase of cell parameters during heating in compositeand alloy is due both to thermal expansion and gas absorp-tion. After cooling the increase of a and c observed in the al-loy with respect the original values is due to trappig of gas,in particular nitrogen and oxygen, in the lattice: gas solubi-lity increases at higher temperature and a residual part re-mains in the lattice after cooling. On the contrary, composite lattice was found compressed af-ter cooling: X-ray diffraction peaks shift towards higher an-gles. The composite exhibits the same behaviour after hea-ting of 1 hour at temperatures ranging from 100 to 600°C. Being σZ=0, the compression along z-axis, giving the strainεZ measured by XRD, is due to a biaxial state of tensilestresses in the plane of the sample surface (see fig.11). Theorigin of residual stresses of different sign in alloy and com-posite is connected to the role played by the fibers, whichconstrain the lattice expansion following gas absorption.This explanation is supported by AFM showing the integrityof metal-fiber interface also after the heat treatment at600°C in air.Another results is that different strains affect different sets ofcrystalline planes of the composite. Therefore, to minimizethe residual state of stress following heat treatments in at-mosphere containing N2 and O2, texture control seems of theutmost importance.

A B S T R A C T

Caratterizzazione microstrutturale e meccanica di giunti in composito AA6061/20% vol. Al

Documents