ITRM950316A1

ITRM950316A1 - Materiale in lega per tissofusione, procedimento per la preparazione del materiale in lega semi-fuso per tissofusione e procedimento di tissofusione.

Info

Publication number: ITRM950316A1
Application number: IT000316A
Authority: IT
Inventors: Takeyoshi Nakamura; Nobuhiro Saito; Haruo Shiina; Takeshi Sugawara
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 1994-05-17
Filing date: 1995-05-16
Publication date: 1996-11-16
Also published as: DE19518127A1; FR2720016B1; US5849115A; DE19518127C2; ITRM950316A0; IT1278069B1; FR2720016A1

Description

DESCRIZIONE

a corredo di una domanda di brevetto per invenzione dal titolo: "Materiale in lega per tissofusione, procedimento per la preparazione del materiale in lega semi-fuso per la tissofusione e procedimento di tisso

STATO DELLA TECNICA ANTERIORE DELL'INVENZIONE

CAMPO DELL'INVENZIONE

La presente invenzione si riferisce ad un materiale in lega per tissofusione, ad un procedimento per la preparazione del materiale in lega semi-fuso per tissofusione, ad un procedimento di tissofusione.

DESCRIZIONE DELLA TECNICA ANTERIORE

Materiali in lega convenzionalmente noti per tissofusione come leghe di alluminio comprendono le leghe della serie 2000 di specificazione AA utilizzate pe'f fornire un miglioramento nella resistenza al calore di una colata di fusione e le leghe della serie 6000 di specificazione AA utilizzate per fornire miglioramenti nella resistenza e nella tenacità di una colata di fusione.

Nella effettuazione del procedimento di -tissofusione è usata una procedura che implica la sottomissione di un materiale in lega di alluminio ad un trattamento termico per preparare un materiale in lega di alluminio semi-fuso avente una fase solida (che indica una fase essenzialmente solida e cosi via) ed una fase liquida coesistente, il versamento del materiale in lega di alluminio semi-fuso sotto pressione in uno stampo di fusione e la solidificazione del materiale in lega di alluminio semi-fuso sotto pressione.

Tuttavia nella effettuazione del procedimento di tissofusione si incontra il seguente problema: quando viene utilizzato un materiale in lega di alluminio convenzionale è verosimile che siano formati difetti come vuoti dell'ordine di micron al confine tra le fasi solide granulari della colata di fusione.

La formazione dei difetti è rimarchevole in una porzione spessa della colata di fusione, una porzione di forma complicata e simili e determina una riduzione nella resistenza a fatica della colata di fusione.

I materiali noti di questo tipo comprendono un materiale in lega tale che esistono in una termografia di analisi termica differenziale sia una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico che una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico sono presenti e la differenza di temperatura T5-T4 tra la temperatura di picco T4 della prima sezione endotermica di angolo e la temperatura di picco T5 della seconda sezione endotermica di angolo è nell'intervallo rappresentato da T5-T4 < 20 <e>C.

La ragione per la quale la differenza T5-T4 tra entrambe le temperature T5 e T4 è fissata ad un piccolo valore come descritto sopra è che l'intervallo di temperatura di coesistenza solido-liquido del materiale in lega è stretto per inibire la formazione di una cavità di ritiro durante la solidificazione.

Tuttavia nel materiale in lega avente una differenza di temperatura T5 - T4 fissata ad un piccolo valore, la proporzione -iella fase solida è variata in accordo ad una variazione nella temperatura di riscaldamento. Per questa ragione al fine di riscaldare uniformemente tale materiale in lega, la velocità di crescita della temperatura deve essere ridotta, precisamente la durata del riscaldamento deve essere un valore elevato. Come risultato si manifesta lo svantaggio della coalescenza dei cristalli primari che sono come primi segmenti per la fase solida. D'altra parte se<' >la velocità di crescita della temperatura viene aumentata, cioè se la durata del riscaldamento è abbreviata, la distribuzione della proporzione del solido nel materiale in lega semi-fuso è uniforme, dando come risultato lo svantaggio che il materiale in lega semi-fuso è caricato in uno stato di nebulizzazione nella cavità nel corso della fusione e come risultato viene inglobata aria nel materiale in lega semi-fuso per generare vuoti relativamente grandi.

In questo tipo di materiale in lega, l'intervallo di temperatura che permette alla fase liquida di esistere nel corso della solidificazione a causa della fusione dell'eutettico è fissato in un intervallo relativamente stretto al fine di evitare la generazione di cavità di ritiro.

Nel trattamento di riscaldamento del materiale in lega è necessario aumentare la velocità di crescita della temperatura per il materiale in lega per riscaldare rapidamente il materiale in lega in un breve tempo fino alla temperatura di fusione al fine di fornire un aumento nell efficienza.

Tuttavia se il materiale in lega convenzionale viene rapidamente riscaldato, si incontra il seguente problema: è impossibile far fluire la fase liquida in modo da uniformare la distribuzione della fase liquida nel corso della solidificazione poiché l'intervallo di temperatura che permette alla fase liquida di esistere è relativamente stretto. Come risultato la struttura metallografica della colata di fusione prodotta è uniforme e di conseguenza la colata di fusione ha una bassa resistenza a fatica.

Esiste un procedimento convenzionalmente noto per la preparazione di un materiale in lega semi-fuso per tissofusione mediante riscaldamento di un materiale in lega in modo tale che una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico esistono in una termografia di analisi termica differenziale ad una temperatura di fusione tra un punto terminale di discesa nella prima sezione endotermica di angolo ed un picco della seconda sezione endotermica di angolo, in modo che le fase solida e la fase liquida coesistano nel materiale in lega semi-fuso. In questo caso la velocità media di crescita della temperatura per il materiale in lega è -fissata per essere essenzialmente costante e considerevolmente elevata. La ragione per la quale la velocità media di crescita della temperatura è fissata in questa maniera è che la coalescenza della struttura metallografica a causa della crescita di un cristallo primario o simile è impedita per migliorare la prestazione di riscaldamento .

Tuttavia il procedimento noto presenta il problema dovuto al fatto che il profilo della temperatura della fase liquida nel materiale in lega semi-fuso è suscettibile che diventi uniforme- ed a causa di ciò vengono generati vuoti dell'ordine di micron e per questa ragione è difficoltoso produrre una colata di fusione avente proprietà meccaniche di grado elevato come una eccellente resistenza a fatica.

Nella effettuazione del procedimento di tissofusione è pratica convenzionale il fissare la temperatura di un materiale in lega semi-fuso durante la fusione, cioè la temperatura di fusione, ad un livello tra il punto iniziale della crescita nella prima sezione endotermica di angolo ed il punto terminale di discesa nella prima sezione endotermica di angolo per mantenere il materiale in lega semi-fuso ad una proporzione elevata di fase solida al fine di migliorare la manipolabilità delmateriale in lega semi-fuso.

Tuttavia se il procedimento di tissofusione è effettuata in condizioni di elevata proporzione di fase solida come nel procedimento noto, si incontra il seguente problema: nonostante 1'inpiego per esempio di un materiale in lega ipoeutettico un cristallo primario di elementi della lega viene precipitato con una reazione eutettica del materiale in lega semi-fuso ed a causa di ciò viene prodotta una colata di fusione avente duttilità e tenacità ridotte. Questo fenomeno è generato nella lega Ai-Si, nella lega Al-CuA^ / nella lega Al-Mg2Si e simili.

SOMMARIO DELL'INVENZIONE

I presenti inventori hanno effettuato studi per risolvere i suddetti problemi e come risultato essi hanno trovato che i difetti della fusione sono dovuti alla fase liquida che non viene alimentata a sufficienza attorno alla fase solida in risposta alla solidificazione ed al ritiro della fase solida, a causa di un basso calore latente della fase liquida nel materiale in lega di alluminio semi-fuso.

La presente invnezione è stata realizzata come risultato degli studi presi in considerazione ed è un obiettivo dell'invenzione il fornire un materiale in lega del tipo sopra descritto da cui possa essere prodotta in un procedimento di tissofusione una colata di fusione priva di difetti ed avente una qualità eccellente.

Per raggiungere il suddetto obiettivo, secondo la presente invnezione, è fornito un materiale in lega per tissofusione, caratterizzato dal fatto che in una termografia di analisi termica differenziale il valore di picco E]_ di una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico è più grande del valore di picco E2 di una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico.

Un materiale in lega semi-fuso avente una fase solida ed una fase liquida coesistenti viene preparato mediante la sottomissione del materiale in lega ad un trattamento termico. In questo materiale in lega semifuso la fase liquida prodotta dalla fusione di un eutettico ha un grande calore latente a causa del fatto che il valore di picco della prima sezione endotermica di angolo è più grande rispetto al valore di picco E2 della seconda sezione endotermica di angolo. Come risultato la fase liquida viene alimentata a sufficienza attorno alla fase solida e quindi solidificata in risposta alla solidificazione ed al ritiro della fase solida nel coro del procedimento di solidificazione del procedimento di tissofusione . Pertanto è possibile produrre una colata di fusione priva di difetti come i vuoti dell'ordine di micron ed avente una eccellente qualità di colata di fusione.

I presenti inventori hanno effettuato studi per risolvere i problemi prima descritti e conseguentemente hanno trovato che i difetti della colata di fusione sono anche dovuti ad una diminuita compatibilità tra la fase liquida e la fase solida poiché il calore latente della fase liquida nel materiale in lega semi-fuso è basso e conseguentemente la fase liquida non viene alimentata a sufficienza attorno alla fase solida in risposta alla solidificazione ed al ritiro della fase solida, ma anche una zona periferica esterna della fase solida è essenzialmente allo stato solido.

La presente invenzione è stata realizzata come risultato degli studi presi in considerazione ed è un suo obiettivo il fornire un materiale in lega del tipo sopra descritto il quale manifesti una buona suscettibilità di alimentazione della fase liquida alla fase solida ed una buona compatibilità tra la fase solida e la fase liquida in un procedimento di tissofusione e da cui possa essere prodotta in un procedimento di tissofusione una colata di fusione priva di difetti e con una qualità eccellente ed una elevata resistenza a fatica.

Per raggiungere il suddetto obiettivo, secondo l'invenzione, è fornito un materiale in lega per tissofusione, caratterizzato dal fatto che in una termografia di analisi termica differenziale il rapporto E^/E2 di un valore di picco E^ di una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico al valore di picco E2 di una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore al punto eutettico è nello intervallo di 1 < E^/E2 < 2,5 e la differenza T2 - tra la temperatura al punto iniziale della crescita nella prima sezione endotermica di angolo e la temperatura T2 al punto terminale di discesa nella seconda sezione endotermica di angolo è nell'intervallo 10°C < ^2 ~ <T>1 < 120°C.

Un materiale in lega semi-fuso comprendente una fase solida ed una fase liquida coesistenti ed avente una composizione eutettica viene preparato mediante la sottomissione del materiale in lega sopra descritto ad un trattamento termico. In questo materiale in lega semifuso la fase liquida ha un grande calore latente a causa del fatto che il rapporto E2/E2 < dei valori di picco E^ ed E2 è specificato. Come risultato la fase liquida è alimentata a sufficienza attorno alla fase solida e quindi solidificata in risposta alla solidificazione ed al ritiro della fase solida nel corso della solidificazione del procedimento di tissofusione. Una zona periferica esterna della fase solida è in uno stato di gelificazione a causa del fatto che la differenza T2 -tra le temperature è come specificato. Come risultato la compatibilità tra la zona periferica esterna gelificata della fase solida e la fase liquida è aumentata. Pertanto è possibile impedire la formazione di vuoti dell'ordine di micron nella colata di fusione.

L'equilibrio quantitativo tra la fase solida e la fase liquida è eccellente a causa del rapporto E]^/E2 specificato nella suddetta maniera e di conseguenza il materiale in lega semi-fuso diventa un fluido omogeneo nel corso della fusione. Pertanto è possibile impedire la formazione di segregazione nella colata di fusione. Una tale colata di fusione ha una eccellente qualità di fusione ed una elevata resistenza a fatica.

Tuttavia se il rapporto E1/E2 del valore di picco E^ rispetto al valore di picco E2 è uguale od inferiore rispetto ad 1 (E^/E2 ≤ 1) il calore latente della fase liquida è diminuito e per questa ragione l'alimentazione della fase liquida attorno alla fase solida è insufficiente nel corso della solidificazione e del ritiro. Come risultato è verosimile che siano prodotti nella colata di fusione vuoti dell'ordine di micron. D'altra parte se E1/E2 ≥ 2,5 viene segregato un cristallo primario e coalesce e di conseguenza è verosimile ugualmente che vengano prodotti vuoti. La segregazione del cristallo primario è dovuta al fatto che il materiale in lega semifuso diventa un fluido non omogeneo nel corso della fusione (per es. durante il passaggio del materiale in lega attraverso un attacco di colata di uno stampo) a causa della elevata quantità della fase liquida. D'altra parte la coalescenza del cristallo primario è dovuta al fatto che il raffreddamento del cristallo primario è ritardato quando è solidificata una eccessiva quantità della fase liquida a causa di un elevato calore latente della fase liquida.

Se la differenza T2 - tra le temperature è uguale od inferiore rispetto a 10°C uno stato di coesistenza di solido-liquido avente una predeterminata proporzione non può essere mantenuto stabilmente e avviene la gelificazione della zona periferica esterna della fase solida. Come risultato è verosimile che siano prodotti vuoti. D'altra parte se la differenza T2 - ≥ 120°C è verosimile che siano prodotte cavità da ritiro nella colata di fusione a causa del prolungato tempo di solidificazione nel corso della solidificazione.

E' un altro obiettivo della presente invenzione il fornire un materiale in lega del tipo sopra descritto il quale manifesti una buona suscettibilità di alimentazione della fase liquida alla fase solida e dal quale possa essere prodotta nel procedimento di tissofusione una colata di fusione priva di difetti ed avente una eccellente qualità di fusione ed una elevata resistenza a fatica.

Per ottenere tale obiettivo, secondo l'invenzione, è fornito un materiale in lega per tissofusione caratterizzato dal fatto che in una termografia di analisi termica differenziale è stabilita una correlazione di Ei > E2 tra un valore di picco E^ di una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed un valore di picco E2 di una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico; e quando una linea dritta della temperatura che unisce il picco della prima sezione endotermica di angolo e il valore di temperatura del picco sull'asse della temperatura di riscaldamento interseca la linea di base che unisce il punto iniziale della crescita nella prima sezione endotermica di angolo ed il punto terminale di discesa nella seconda sezione endotermica di angolo e quando una linea di divisione che biseca il segmento della linea dritta della temperatura che giace tra il picco e la prima intersezione della linea dritta della temperatura con la linea di base interseca il segmento della linea di crescita della prima sezione endotermica di angolo che giace tra il punto iniziale della crescita ed il picco, viene a stabilirsi la correlazione Δ Tb/Δ Ta ≤ 0,68 tra Δ Ta (= T4 - e Δ Tb (= T3 - T]_), in cui ^ rappresenta la temperatura al punto iniziale della crescita, T3 rappresenta la temperatura alla seconda intersezione tra il segmento della linea di crescita e la linea di divisione e T4 rappresenta la temperatura del picco.

Secondo l'invenzione è anche fornito un materiale in lega per tissofusione caratterizzato dal fatto che si stabilisce una correlazione E]_ > E2 tra un valore di picco Ei di una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed un valore di picco E2 di una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico in una termografia di analisi termica differenziale e si stabilisce una correlazione Sm/St ≤ 0,365 tra (1) un'area St di una regione circondata da (i) una linea di base che unisce il punto iniziale della crescita della prima sezione endotermica di angolo ed il punto terminale di discesa nella seconda sezione endotermica di angolo, (ii) una prima linea dritta di temperature che unisce il picco della prima sezione endotermica di angolo ed una scala di temperature del picco sull'asse della temperatura di riscaldamento e da (iii) un segmento di linea di crescita della prima sezione endotermica di angolo che giace trail punto di partenza della crescita e detto picco e (2) un'area Sm di una regione circondata da (i) una seconda linea dritta di temperature che unisce (a) una seconda intersezione del segmento della linea di crescita con una linea di divisione che biseca un segmento della prima linea dritta di temperature che giace tra una prima intersezione della prima linea dritta di temperature con la linea di base ed il picco e che interseca il segmento di linea di crescita, e (b) una scala di temperatura della seconda intersezione sull'asse della temperatura di riscaldamento, (ii) una porzione del segmento della linea di crescita che giace tra il punto iniziale di crescita e la seconda intersezione e (iii) la linea di base.

Un materiale in lega semi-fuso avente coesistenti una fase solida ed una fase liquida viene preparato mediante la sottomissione del materiale in lega ad un trattamento termico. In questo materiale in lega semifuso la fase liquida prodotta dalla fusione di un eutettico ha un grande calore latente a causa del fatto che il valore di picco della prima sezione endotermica di angolo è più grande rispetto al valore di picco ∑2 della seconda sezione endotermica di angolo. Come risultato nel corso della solidificazione nel procedimento di tissofusione la fase liquida è alimentata a sufficienza attorno alla fase solida e quindi solidificata. Pertanto è possibile impedire la formazione di vuoti dell'ordine di micron in una porzione relativamente sottile, una porzione di una forma semplice o simile di una colata di fusione.

Se il calore latente della fase liquida viene ridotto ad un 1/2 del calore latente massimo rilasciato, precisamente E]_/2, nel corso della solidificazione del materiale in lega semi-fuso, la fase liquida è di conseguenza gelificata in maniera tale che la viscosità viene aumentata gradualmente. A causa di questo fatto è diminuita la suscettibilità alla alimentazione attorno alla fase solida, in modo particolare in una porzione più spessa, una porzione di forma complicata o simile di una colata di fusione e di conseguenza è verosimile che si formino vuoti dell'ordine di micron nella porzione più spessa o simile.

Il Δ Ta rappresenta un intervallo di discesa della temperatura necessario per la fase liquida per essere solidificata e Δ Tb rappresenta un intervallo di discesa della temperatura necessario per la fase gelificata prodotta dalla fase liquida per essere solidificata. Conseguentemente se Δ Tb/Δ Ta è fissato in un intervallo di Δ Tb/Δ Ta ≤ 0,68 l'intervallo di temperatura necessario per la fase gelificata per potere essere solidificata è più stretto e d'altra parte l'intervallo di temperatura che permette alla fase gelificata di essere prodotta dalla fase liquida è relativamente allargato. Pertanto è possibile migliorare la suscettibilità alla alimentazione della fase liquida intorno alla fase solida nella porzione più spessa della colata di fusione o simile per impedire la formazione di vuoti dell'ordine di micron.

L'area St indica una quantità di calore latente rilasciato necessario alla fase liquida per potere essere solidificata e l'area Sm indica una quantità di calore latente rilasciato necessario alla fase gelificata per potere essere solidificata. Conseguentemente se Sm/St è fissato nell'intervallo di Sm/St ≤ 0,365 la quantità del calore latente rilasciato necessario alla fase gelificata per potere essere solidificata è diminuita e d'altra parte la quantità di calore latente rilasciato che permette che sia prodotta la fase gelificata dalla fase liquida è relativamente aumentata. Pertanto è possibile aumentare la suscettibilità alla alimentazione della fase liquida intorno alla fase solida nella porzione più spessa della colata di fusione o simile per impedire la formazione di vuoti dell'ordine di micron. Una tale colata di fusione possiede una eccellente qualità di fusione.

Inoltre è un altro obiettivo dell'invenzione il fornire un materiale in lega per tissofu3Ìone del tipo sopra descritto da cui possa essere prodotta una colata di fusione avente una eccellente qualità di fusione e superiori qualità meccaniche come una eccellente resistenza a fatica mediante la specificazione della differenza tra le temperature di picco T4 e T5 delle sezioni endotermiche di primo e di secondo angolo.

Per raggiungere tale obiettivo, secondo l'invenzione è dato un materiale in lega per tissofusione caratterizzato dal fatto che in una termografia di analisi termica differenziale esiste una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico ed in cui la differenza tra la temperatura di picco T4 della prima sezione endotermica di angolo e la temperatura di picco T5 della seconda sezione endotermica di angolo è nell'intervallo 20<e>C ≤ T5 - T4 ≤ 80°C.

Nel materiale in lega tale che la differenza tra le temperature T4 e è specificata nel suddetto intervallo, la variazione nella proporzione della fase solida rispetto alla variazione nella temperatura di riscaldamento è appiattita. Conseguentemente è possibile aumentare la velocità di crescita della temperatura per riscaldare il materiale in lega fino alla temperatura di fusione (la temperatura del materiale durante la fusione e così via) In un breve intervallo di tempo, impedendo in questa maniera la coalescenza del cristallo primario.

In aggiunta è effettuata in maniera attiva la diffusione del cristallo primario come risultato dell'allargamento dell'intervallo di temperatura che permette alla fase solida ed alla fase liquida di coesistere e conseguentemente sono promosse la formazione di sottili forme sferoidali e la dispersione uniforme del cristallo primario. Questo determina la uniformizzazione della struttura metallografica nel materiale in lega semi-fuso in modo che viene raggiunta una solidificazione uniforme del materiale evitando in questa maniera la formazione di cavità da ritiro nella fusione. Una tale colata di fusione ha una eccellente qualità di fusione ed elevate proprietà meccaniche come una eccellente resistenza a fatica.

Tuttavia se la differenza T - T tra le temperature è inferiore rispetto a 20“C si presenta il summenzionato svantaggio. D'altra parte se la T - T è > 80°C l'intervallo di temperatura di coesistenza della fase solida/liquida del materiale in lega è troppo ampio e conseguentemente è verosimile che durante la solidificazione si formino cavità da ritiro.

E' ancora un obiettivo della presente invenzione -il fornire un materiale in lega del tipo prima descritto da cui possa essere prodotta una colata di fusione avente una struttura metallografica uniforme, persino quando il materiale in lega è riscaldato rapidamente.

Per ottenere tale obiettivo, secondo l'invenzione, è fornito un materiale in lega per tissofusione, nella quale in una termografia di analisi termica differenziale è presente una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico, la seconda sezione endotermica di angolo avendo una porzione di pendenza tra il picco della seconda sezione endotermica di angolo ed il punto terminale di discesa nella seconda sezione endotermica di angolo, la porzione di pendenza scende gradualmente in modo da estendersi lungo la linea dritta che unisce il punto iniziale della crescita nella prima sezione endotermica di angolo ed il punto terminale di discesa nella seconda sezione endotermica di angolo; ed una proporzione Rt (Td/Tc x 100) di un intervallo di temperatura Td tra i picchi della prima sezione endotermica di angolo e della seconda sezione endotermica di angolo è in un intervallo di Rt ≥ 69 per cento in un intervallo di temperatura Tc di coesistenza della fase solida e della fase liquida tra il punto iniziale di crescita nella prima sezione endotermica di angolo ed il punto terminale di discesa nella seconda sezione endotermica di angolo.

Se la seconda sezione endotermica di angolo ha la porzione di dolce pendenza nella termografia di analisi termica differenziale-e la proporzione Rt (Td/Tc xlOO) di un intervallo di temperature picco-picco Td tra i picchi della prima sezione endotermica di angolo e della seconda sezione endotermica di angolo nell'intervallo di temperatura Tc di coesistenza della fase solida e della fase liquida è fissata nel sopra descritto intervallo, è allargato l'intervallo di temperatura che permette alla fase liquida di esistere a causa della fusione dell'eutettico nel corso della solidificazione. Conseguentemente anche quando il materiale in lega è riscaldato rapidamente è possibile far fluire in modo sufficiente la fase liquida tra le fasi solide, rendendo uniforme in questa maniera la distribuzione della fase liquida.

Pertanto anche quando la uniformizzazione del calore nel materiale in lega semi-fuso non viene raggiunta a causa del rapido riscaldamento, la fluidità del materiale può essere migliorata per aumentare la suscettibilità allo stampaggio e può essere prodotta una colata di fusione avente una struttura metallografica uniforme e di elevata resistenza a fatica. In questo caso poiché la distribuzione della fase liquida è stata resa uniforme, la solidificazione del materiale in lega semi-fuso è effettuata essenzialmente nella sua globalità e di conseguenza viene evitata la formazione di cavità da ritiro.

Tuttavia se non esiste nella termografia di analisi termica differenziale la porzione a dolce pendenza come descritta in precedenza ed Rt < 69 per cento, una colata di fusione prodotto attraverso un riscaldamento rapido ha una struttura metallografica non uniforme.

Inoltre è un obiettivo della presente invenzione il fornire un procedimento di produzione del tipo sopra descritto caratterizzato dal fatto che nella sottomissione del materiale in lega al trattamento termico la velocità media di crescita della temperatura può essere controllata in corrispondenza alle caratteristiche termiche del materiale in lega, permettendo in questa maniera la preparazione di un materiale in lega semi-fuso da cui si ottiene una colata di fusione avente una eccellente qualità di fusione.

Per raggiungere il suddetto obiettivo, secondo l'invenzione è fornito un procedimento per la preparazione di un materiale in lega semi-fuso per tissofusione avente coesistenti una fase solida ed un fase liquida comprendente le fasi di riscaldamento del materiale in lega in cui una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore a quello dell'eutettico esistono in una termografia di analisi termica differenziale, ad una temperatura di fusione che è tra il punto terminale di discesa nella prima sezione endotermica di angolo ed il picco seconda sezione endotermica di angolo, caratterizzato dal fatto che il rapporto α/β tra le seguenti due velocità medie di crescita della temperatura a e β è fissato in un intervallo di α/β > 1: (1) la velocità di crescita della temperatura media a per il materiale in lega tra il punto iniziale di crescita nella prima sezione endotermica di angolo ed il punto terminale di discesa e (2) la velocità di crescita della temperatura media β per il materiale in lega tra il punto terminale di discesa e la temperatura di fusione.

Se il rapporto α/β tra le velocità medie di crescita della temperatura a e β è fissato nell'intervallo a /β > 1, la fusione dell'eutettico è realizzata ad una velocità media a di crescita della temperatura relativamente elevata e di conseguenza la coalescenza della struttura metallografica a causa della crescita e/o coalescenza del cristallo primario. D'altra parte dopo la fusione eutettica, il trattamento di riscaldamento avanza ad una velocità media di crescita della temperatura β relativamente bassa e di conseguenza viene promossa la formazione di una fase liquida di un segmento eutettico ed il profilo della temperatura della fase liquida è reso uniforme. Pertanto è possibile produrre una colata di fusione avente una eccellente qualità di fusione.

Tuttavia se α/β ≤ 1 la struttura metallografica è verosimile che possa coalescere a causa della crescita del cristallo primario o simile ed il profilo della temperatura della fase liquida è verosimile che diventi uniforme.

Inoltre i presenti inventori hanno realizzato studi al fine di risolvere i sopra descritti problemi nel procedimento di tissofusione e come risultato essi hanno trovato che la precipitazione di un cristallo primario degli elementi della lega è presente poiché la velocità di raffreddamento durante la reazione eutettica del materiale in lega semi-fuso è superiore.

La presente invenzione è stata realizzata come risultato degli studi presi in considerazione ed è un obiettivo della presente invenzione un procedimento di tissofusione del tipo sopra descritto caratterizzato dal fatto che la velocità di raffreddamento durante la" reazione eutettica del materiale in lega·semi-fuso può essere ridotta per evitare la precipitazione del cristallo primario degli elementi della lega, producendo in questa maniera una colata di fusione avente una eccellente duttilità ed una elevata tenacità.

Per ottenere tale obiettivo, secondo la presente invenzione, è fornito' un procedimento di tissofusione che impiega un materiale in lega in cui in una termografia di analisi termica differenziale coesistono una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto a quello dell'eutettico caratterizzato dal fatto che la temperatura Tg di fusione del materiale in lega è fissata in un intervallo di T7 ≤ Tg ≤ T5 in cui Τη rappresenta la temperatura al punto terminale di discesa nella prima sezione endotermica di angolo e T5 rappresenta la temperatura di picco della seconda sezione endotermica di angolo.

Se la temperatura di fusione Tg del materiale in lega è fissata nel suddetto intervallo il materiale in lega è portato in uno stato di semi-fusione ed inoltre il materiale in lega semi-fuso ha una proporzione di fase solida diminuita. Precisamente la quantità della fase liquida è relativamente aumentata.

Come risultato la velocità di raffreddamento è diminuita nella reazione eutettica del materiale in lega semi-fuso poiché la quantità relativamente grande della fase liquida ha un calore latente relativamente grande. Questo rende possibile evitare la precipitazione di cristalli primari degli elementi di lega.

Una colata di fusione prodotta in questa maniera ha una elevata duttilità ed una elevata tenacità.

Tuttavia se la temperatura di fusione Tg è inferiore rispetto a T7 la precipitazione del cristallo primario degli elementi di lega avviene. D'altra parte se Tg < T5 la ritenzione di forma del materiale in lega semi-fuso è diminuita dando luogo ad una ridotta manipolabilità dello stesso.

I suddetti ed altri obiettivi, caratteristiche e vantaggi dell'invenzione diventeranno evidenti dalla descrizione che segue delle forme di realizzazione preferite prese in connessione con i disegni allegati

BREVE DESCRIZIONE DEI DISEGNI

La Fig. 1 è una vista in sezione verticale di un apparecchio di pressofusione;

la Fig. 2 è un diagramma di stato di una lega a base di Al-Cu;

la Fig. 3 è una termografia di analisi termica differenziale per un esempio A;

la Fig. 4A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A;

la Fig. 4B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione A di una lega di alluminio;

la Fig. 5A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo a^;

la Fig. 5B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione a^ di una lega di alluminio;

la Fig. 6A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo

la Fig. 6B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione a2 di una lega di alluminio;

la Fig. 7 è un diagramma che illustra lo stato di semi-fusione di un esempio;

la Fig. 8 è un diagramma di stato di una lega a base di Ai-Si;

la Fig. 9A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A^;

la Fig. 9B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione A^ di una lega di alluminio;

la Fig. 10A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A2;

la Fig. 10B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione A£ di una lega di alluminio;

la Fig. HA illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo a;

la Fig. 11B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione a di una lega di alluminio;

la Fig. 12 è una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A^;

la Fig. 13 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica della colata di fusione A^ di una lega di alluminio;

la Fig. 14A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A£;

la Fig. 14B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione A2 di una lega di alluminio;

la Fig. 15A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A3;

la Fig. 15B è una fotomicrografia che Illustra la struttura metallografica di una colata di fusione A3 di una lega di alluminio;

la Fig. 16A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A4;

la Fig. 16B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione A4 di una lega di alluminio;

la Fig. 17A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio conparativo aj_;

la Fig. 17B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione a^ di una lega di alluminio;

la Fig. 18A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio conparativo a2 !

la Fig. 18B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione a2 di una lega di alluminio;

la Fig. 19A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo 33;

la Fig. 19B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione di una lega di alluminio;

la Fig. 20A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo a ;

la Fig. 20B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione a^ di una lega di alluminio;

la Fig. 21A illustra una porzione essenziale della termografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo ;

la Fig. 21B è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una colata di fusione a^ di una lega di alluminio;

la Fig. 22 è un grafico che illustra le resistenze a fatica di numerose colate di fusione di leghe di alluminio;

la Fig. 23 è una vista in sezione di una colata di fusione di lega di alluminio;

la Fig. 24 è una vista in sezione verticale di un apparecchio per pressofusione;

la Fig. 25 è una termografia di analisi termica differenziale per l’esempio A^;

la Fig. 26 è un diagramma allargato di una porzione essenziale mostrata nella Fig. 25;

la Fig. 27 è una terraografia di analisi termica differenziale per l'esempio A2;

la Fig. 28 è una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A2;

la Fig. 29 è un diagramma allargato di una porzione essenziale mostrata nella Fig. 28;

la Fig. 30 è una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo a^;

la Fig. 31 è una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo a2;

la Fig. 32 è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una produzione di colata di fusione di lega di alluminio utilizzando l'esempio A^; la Fig. 33 è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una produzione di colata di fusione di lega di alluminio utilizzando l'esempio A2; la Fig. 34A è una fotomicrografia che illustra la struttura metallografica di una produzione di colata di fusione di lega di alluminio utilizzando l'esempio comparativo a]_;

la Fig. 34B è una porzione essenziale della fotomicrografia mostrata nella Fig. 34A;

la Fig. 35 è un grafico che illustra la correlazione tra il rapporto Δ Tb/Δ Ta e la proporzione dell'area di difetti in una porzione più spessa;

la Fig. 36 è un grafico che illustra la correlazione tra il rapporto Sm/St e la proporzione dell'area di difetti in una porzione più spessa;

la Fig. 37 illustra una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A

la Fig. 38 illustra una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A2;

la Fig. 39 illustra una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A3;

la Fig. 40 illustra una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A4;

la Fig. 41 illustra una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A5;

la Fig. 42 illustra una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A6;

la Fig. 43 illustra una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A7;

la Fig. 44 illustra una porzione essenziale di una terraografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo a^;

la Fig. 45 illustra una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo a2?

la Fig. 46 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica di una colata di fusione di lega di alluminio A7;

la Fig. 47A è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica di una colata di fusione di lega di alluminio a^;

la Fig. 47B illustra una porzione essenziale della fotomicrografia mostrata nella Fig. 47A;

la Fig. 48 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica di una colata di fusione di lega di alluminio a3;

la Fig. 49 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica di una colata di fusione di lega di alluminio a2»'

la Fig. 50 è un grafico che illustra la correlazione tra T5 - T4 ed il rapporto di resistenza S]_/S2; la Fig. 51 è una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A^;

la Fig. 52 è una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A2;

la Fig. 53 è una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A3;

la Fig. 54 è una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A4;

la Fig. 55 è una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo a^;

la Fig. 56 è una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo 3.2 !

la Fig. 57 è una porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio comparativo ag;

la Fig. 58 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica di una colata di fusione di lega di alluminio A]_;

la Fig. 59 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica di una colata di fusione di lega di alluminio A2;

la Fig. 60 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica di una colata di fusione di lega di alluminio A4;

la Fig. 61 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica di una colata di fusione di lega di alluminio aj_;

la Fig. 62 è un grafico che illustra la correlazione tra la proporzione Rt dell'intervallo di temperatura Td picco-picco in un intervallo di temperatura Tc di coesistenza di fase solida e di fase liquida;

la Fig. 63 è una fotomicrografia che mostra la porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio Aj_;

la Fig. 64 è un grafico che illustra la correlazione tra il tempo di riscaldamento e la temperatura dell'Esempio A]_di un materiale in lega di alluminio; la Fig. 65 è una fotomicrografia che mostra la porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A2;

la Fig. 66 è una fotomicrografia che mostra la porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A3;

la Fig. 67 è una fotomicrografia che mostra la porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l'esempio A4;

la Fig . 68 è una fotomicrografia che mostra la porzione essenziale di una termografia di analisi termica differenziale per l’esempio A5;

la Fig. 69A è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica di una colata di fusione di lega di alluminio A]_^;

la Fig. 69B è un diagramma per spiegare come misurare la dimensione di a-Al;

la Fig. 70A è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica di una colata di fusione di lega di alluminio A^g;

la Fig. 70B è un diagramma per spiegare come misurare la dimensione di a-Al;

la Fig. 71 è un grafico che illustra le resistenze a fatica di numerose colate di fusione di leghe di alluminio;

la Fig. 72 è una termografia di analisi termica differenziale per un materiale in lega di alluminio;

la Fig. 73 illustra una porzione essenziale di una curva di raff reddamento per il materiale in lega di alluminio;

la Fig. 74 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica di una colata di fusione di lega di alluminio A1

la Fig. 75 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica di una colata di fusione di lega di alluminio A5;

la Fig. 76 è un grafico che illustra la correlazione tra la temperatura di fusione Tg, la velocità di raffreddamento durante una reazione eutettica, l'estensione della rottura e il valore di impatto Charpy.

DESCRIZIONE DELLE FORME DI REALIZZAZIONE PREFERITE

Facendo riferimento alla Fig. 1 viene mostrato un apparecchio di pressofusione 1 utilizzato per la produzione di una colata di fusione di lega di alluminio in un procedimento di tissofusione utilizzando un materiale in lega di alluminio che è un materiale in lega. L'apparecchio per pressofusione 1 comprende uno stampo stazionario 2 ed uno stampo mobile 3 avente superfici verticali accoppiate 2a e 3a. Una cavità di formazione di colata di fusione 4 è definita tra entrambe le superfici -accoppiate 2a e 3a. Una camera per collocare un materiale in lega di alluminio 5 è definita nello stampo stazionario 2 e comunica con una porzione inferiore della cavità 4 attraverso un attacco di colata 7. Un manicotto è è montato orizzontalmente sullo stampo stazionario 2 per comunicare con la camera 6 ed un pistone di pressurizzazione 9 viene ricevuto in condizioni di scivolamento nel manicotto 8 ed è inseribile dentro e rimovibile dalla camera 6. Il manicotto 8 ha una apertura 10 per il caricamento del materiale nella porzione superiore della parete periferica dello stesso.

Forma di realizzazione I

Esempio 1

Nell'esempio 1 sarà descritto principalmente un materiale in lega a base di Al-Cu ipoeutettica.

(A) La Fig. 2 mostra il diagramma di stato di una lega a base di Al-Cu e la Tabella 1 mostra le composizioni di un esempio A e degli esempi comparativi ed &2 dei materiali di lega a base di Al-Cu. Nella Fig. 2 A, a^ ed &2 corrispondono all'esempio A ed agli esempi comparativi a^ ed &2 Ciascuno degli esempi A e degli esempi comparativi aj_ ed &2 ^ stato tagliato da una colata di fusione continua di elevata qualità prodotta in un procedimento di fusione in continuo. Nella produzione della colata di fusione è stato realizzato un trattamento di -sferoidizzazione del cristallo primario di α-Al. Ciascuno degli esempi A e degli esempi comparativi a^ ed &2 ha un diametro di 76 mm ed una lunghezza di 85 M I.

L’esempio A è stato sottoposto a calorimetria a scansione differenziale (DSC) per fornire il risultato mostrato nella Fig. 3. In una termografia di analisi termica differenziale nella Fig. 3 il valore di picco E^ di una prima sezione endotermica di angolo e dovuta alla fusione di un eutettico è uguale a 2,7 mcal/sec ed il valore di picco E2 di una seconda sezione endotermica di angolo f dovuta alla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico è uguale a 2,6 mcal/sec. E' stato confermato da quanto sopra che E]_ > E£· Alla stessa maniera gli esempi comparativi a]_ ed a2 sono stati sottoposti alla calorimetria a scansione differenziale (DSC) per fornire i risultati che saranno qui descritti di seguito.

Quindi l'esempio A è stato collocato in una bobina di riscaldamento in un dispositivo per riscaldamento ad induzione e quindi riscaldato nelle condizioni di frequenza di 1 ΚΗζ ed una potenza massima di uscita di 37 per preparare l'esempio semi-fuso A avente la fase solida e la fase liquida coesistenti. In questo caso la proporzione della fase solida è fissata in un intervallo dal 50 per cento (compreso) al 60 per cento (compreso).

Successivamente l'esempio semi-fuso A (indicato dal carattere 5) è stato collocato nella camera 6 e fatto passare attraverso l'attacco di colata 7 e caricato nella cavità 4, mentre veniva pressurizzato nelle condizioni di una velocità di spostamento del pistone di pressurizzazione 9 di 0,07 m/sec ed una temperatura dello stampo di 250<*>C. E’ stata applicata una forza di pressurizzazione all'esempio A caricato nella cavità 4 mediante il mantenimento del pistone di pressurizzazione 9 nella fase terminale della corsa e l'esempio A è stato solidificato sotto pressurizzazione per fornire una colata di fusione A di lega di alluminio. Sono state anche prodotte le colate di fusione di leghe di alluminio a^ ed in una simile maniera di fusione utilizzando gli esempi comparativi a^ ed a2· Le Figg. da 4A e 4B a 6A e 6B mostrano le porzioni essenziali di differenti termografie di analisi termica differenziale per l'esempio A e per gli esempi comparativi a^ ed 33 e le fotomicrografie delle strutture metallografiche delle colate di fusione di leghe di alluminio A, a^ ed a2·

Nel caso dell'esempio A è stata stabilita, come descritto in precedenza, una correlazione E^ > E2 tra entrambi i valori di picco ed E2, come mostrato nella Fig. 4A e a causa di questo fatto non sono stati prodotti difetti come vuoti dell'ordine di micron nella colata di fusione della lega di alluminio A, come mostrato nella Fig. 4B.

Nel caso dell’esempio comparativo a·^ il valore di picco della prima sezione endotermica di angolo e è uguale a 0,61 mcal/sec ed il valore di picco ∑2 della seconda sezione endotermica di angolo f è uguale a 5,6 mcal/sec, come mostrato nella Fig. 5A e conseguentemente Ei < E2· A causa di ciò il calore latente della fase liquida è inferiore rispetto a quello dell'esempio A. Come risultato si è formato un grande numero di vuoti dell'ordine di micron nei confini tra le fasi solide granulari nella colata di fusione della lega di alluminio a^ come mostrato nella Fig. 5B.

Nel caso dell'esempio comparativo a2 non si è manifestato un eutettico (vedere Fig. 2), come mostrato nella Fig. 6A e conseguentemente è stata generata solamente una sezione endotermica di angolo. A causa di ciò il calore latente della fase liquida è basso, in confronto all'esempio comparativo a^ e come risultato si" sono formati vuoti relativamente grandi ai confini della fasi solide granulari della colata di fusione di lega di alluminio a2 come mostrato nella Fig. 6B.

(B) Nella termografia di analisi termica differenziale mostrata nella Fig. 3 il segmento della linea di discesa s della prima sezione endotermica di angolo e ed il segmento della linea di crescita della seconda sezione endotermica di angolo f sono uniti l'uno con l'altro in una regione Ed di un endotermo superiore rispetto alla linea di base i che unisce il punto iniziale della crescita nella prima sezione endotermica di angolo e ed il punto terminale della discesa h nella seconda sezione endotermica di angolo f.

Nel caso dell'esempio A per cui viene descritta una tale termografia di analisi termica differenziale d una zona periferica esterna 12 di fase solida 11 è gelificata allo stato semi-fuso dell'esempio A, come mostrato nella Fig. 7 in maniera tale che sia aumentata la compatibilità tra la zona periferica esterna gelificata 12 e ia fase liquida 13. Come risultato la forza di legame tra la fase solida granulare che è solidificata derivata dalla fase solida 11 ed una matrice che è la fase solidificata derivata dalla fase solida 13 è aumentata nella colata di fusione A della lega di alluminio e pertanto viene raggiunto un incremento nella resistenza a trazione -della colata di fusione della lega di alluminio A.

Nell'esempio comparativo aj_ il segmento della linea di discesa s della prima sezione endotermica di angolo e ed il segmento della linea di crescita della seconda sezione endotermica di angolo f sono uniti l'uno con l'altro sulla linea di base i, come mostrato nella Fig. 5A. In questo caso la zona periferica esterna della fase solida è poco gelificata.

Pertanto utilizzando l'esempio A e l'esempio comparativo a^ sono state prodotte cinque colate di fusione A ed mediante un procedimento di fusione simile a quello descritto sopra e quindi sottoposte a prove elastiche per fornire i risultati riportati nella Tabella 2.

Tabella 2

Colata di fusione di lega di Al A Resistenza a trazione (MPa)

No. 1 307

No. 2 357

No. 3 359

No. 4 337

No. 5 343 Resistenza a trazione media 341

Colata di fusione di lega di Al ai Resistenza a trazione (MPa) No. 1 289

No. 2 251

No. 3 301

No . 4 274

No. 5 212 Resistenza a trazione media 265

E' possibile vedere dalla Tabella 2 che la colata di fusione A di lega di alluminio utilizzando l'esempio A ha una elevata resistenza a trazione in confronto alla colata di fusione a·^ di lega di alluminio prodotta utilizzando l'esempio comparativo a^· Invece della gelificazione della zona periferica esterna 12 della fase solida Il nel materiale può essere contenuto un segmento che può essere depositato sulla fase solida e gelificato nella maniera sopra descritta.

(C) Nella termografia di analisi termica differenziale d come mostrata nella Fig. 3 il gradiente del segmento della linea di crescita della prima sezione endotermica di angolo f è più dolce rispetto a quello del segmento della linea di discesa s della seconda sezione endotermica di angolo e.

Nel caso dell'esempio A per cui è descritta una tale termografia di analisi termica differenziale d l'intervallo accettabile della temperatura di fusione è allargato poiché la temperatura di fusione è fissata in un intervallo da punto terminale della discesa u della prima sezione endotermica di angolo e al picco v della seconda sezione endotermica di angolo f. Pertanto è possibile stabilizzare la qualità della fusione di una colata di fusione di una lega di alluminio.

Esempio 2

In questo esempio 2 sarà principalmente descritto un materiale in lega a base di Ai-Si ipoeutettico.

La Fig. 8 mostra un diagramma di stato di una lega a base di Ai-Si e la Tabella 3 mostra le composizioni degli esempi A^ ed A2 ed un esempio comparativo a di materiali in lega a base di Ai-Si. Nella Fig. 8 i caratteri di riferimento A]_, A2 ed a corrispondono agli esempi A^ ed A2 ed all'esempio comparativo a, rispettivamente. Ciascuno degli esempi A^ ed A2 e l'esempio comparativo a è stato tagliato da una lunga colata di fusione in continuo di elevata qualità prodotta in un procedimento di fusione in continuo. Nella produzione della colata di fusione è stato effettuato un trattamento di sferoidizzazione dei cristalli primari a-Al. Ciascuno degli esempi ed A2 e l'esempio comparativo a aveva un diametro di 76 mm ed una lunghezza di 85 mm.

L'esempio è stato sottoposto a calorimetria a scansione differenziale (DSC) per fornire il risultato mostrato nella Fig. 9a. In una termografia di analisi termica differenziale nella Fig. 9A il valore di picco di una prima sezione endotermica di angolo e dovuta alla fusione di eutettico è uguale a 3,2 mcal/sec ed il valore di picco di una seconda sezione endotermica di angolo f dovuta alla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico è uguale a 2,9 mcal/sec. E stato confermato da quanto sopra che E^ > Έ>2 · Alla stessa maniera l'esempio A2 e l'esempio comparativo a sono stati sottoposti ad una calorimetria a scansione differenziale (DSC) simile per fornire i risultati che saranno descritti qui in seguito.

Quindi l'esempio A^ è stato collocato in una bobina di riscaldamento in un dispositivo per riscaldamento ad induzione e quindi riscaldato nelle condizioni di" frequenza di 1 kHz ed una potenza massima di uscita di 37 kW per preparare l'esempio semi-fuso avente la fase solida e la fase liquida coesistenti. In questo caso la proporzione della fase solida è fissata in un intervallo dal 50 per cento (compreso) al 60 per cento (compreso).

Successivamente l'esempio semi-fuso A^ (indicato dal carattere 5) è stato collocato nella camera 6 e fatto passare attraverso l'attacco di colata 7 e caricato nella cavità 4, mentre veniva pressurizzato nelle condizioni di una velocità di spostamento del pistone di pressurizzazione 9 di 0,07 m/sec ed una temperatura dello stampo di 250°C. E' stata applicata una forza di pressurizzazione all’esempio A^ caricato nella cavità 4 mediante il mantenimento del pistone di pressurizzazione 9 nella fase terminale della corsa e l'esempio A^ è stato solidificato sotto pressurizzazione per fornire una colata di fusione A^ di lega di alluminio. Sono state anche prodotte le colate di fusione di leghe di alluminio A2 ed a in una simile maniera di fusione utilizzando l'esempio comparativo a e 1'esempio A2·

Le Figg. 10A ed ILA mostrano le porzioni essenziali di differenti termografie di analisi termica differenziale d per l'esempio A2 e per l'esempio comparativo a e le Figg. 9B ed 11B mostrano le fotomicrografie delle strutture metallografiche delle colate dì fusione di leghe di alluminio A^, A2 ed a.

Nel caso dell'esempio Al è stata stabilita, come descritto in precedenza, è stata stabilita una correlazione E]_ > E£ tra entrambi i valori di picco ed E2, come mostrato nella Fig. 9A e a causa di questo fatto non sono stati prodotti difetti come vuoti dell'ordine di micron nella colata di fusione della lega di alluminio A·^, come mostrato nella Fig- 9B.

Nel caso dell'esempio comparativo il valore di picco della prima sezione endotermica di angolo e è uguale a 9,1 mcal/sec ed il valore di picco E2 della seconda sezione endotermica di angolo f è uguale a 4,5 mcal/sec, come mostrato nella Fig. 10A e conseguentemente Ei > E2- Pertanto la colata di fusione della lega di alluminio A2 è eccellente, come mostrato nella Fig. 10B.

Nel caso dell’esempio comparativo a non si è manifestato un eutettico (vedere Fig. 8), come mostrato nella Fig. 6A e conseguentemente è stata generata solamente una sezione endotermica di angolo. A causa di ciò il calore latente della fase liquida è estremamente basso e come risultato si sono formati vuoti relativamente grandi ai confini della fasi solide granulari della colata di fusione di lega di alluminio a come mostrato nella Fig. 11B.

La stessa descrizione come nei casi (B) e (C) nell'esempio 1 è vero per la lega a base di Ai-Si.

Forma di realizzazione II

La Tabella 4 mostra le composizioni degli esempi da A^<' >ad A4 e degli esempi da aj_ ad ag. Ciascuno dì questi esempi e degli esempi comparativi è stato tagliato da una colata di fusione continua di elevata qualità prodotta in un procedimento di fusione in continuo. Nella produzione della colata di fusione è stato realizzato un trattamento di sferoidizzazione del cristallo primario di α-Al. Ciascuno degli esempi e degli esempi comparativi ha un diametro di 50 mm ed una lunghezza di 65 mm.

L'esempio A]. è stato sottoposto a calorimetria a scansione differenziale (DSC) per fornire il risultato mostrato nella Fig. 12. In una termografia di analisi termica differenziale d nella Fig. 12 il valore di picco E]_ di una prima sezione endotermica di angolo e dovuta alla fusione di un eutettico è uguale a 2,7 mcal/sec ed il valore di picco E2 di una seconda sezione endotermica di angolo f dovuta alla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico è uguale a 2,6 mcal/sec. E' stato confermato da quanto sopra che il rapporto E^/E2 dei valori di picco ed E2 è uguale ad 1,04.

D'altra parte nella termografia di analisi termica differenziale d la temperatura del punto iniziale della crescita g della prima sezione endotermica di angolo e è uguale a 540°C e la temperatura T2 del punto terminale della discesa h della seconda sezione endotermica di angolo f è uguale a 636°C. Da questo è stato confermato che la differenza T2 - tra le temperature Ti e T2 era uguale a 96“C.

Quindi l'esempio A^ è stato collocato in una bobina di riscaldamento in un dispositivo per riscaldamento ad induzione e quindi riscaldato nelle condizioni di frequenza di 1 JtHz ed una potenza massima di uscita di 37 3⁄4V/ per preparare l'esempio semi-fuso A^ avente la fase solida e la fase liquida coesistenti. In questo caso la proporzione della fase solida è fissata in un intervallo dal 50 per cento (compreso) al 60 per cento (compreso).

Successivamente l'esempio semi-fuso A^ (indicato dal carattere 5) è stato collocato nella camera 6 e fatto passare attraverso l'attacco di colata 7 e caricato nella cavità 4, mentre veniva pressurizzato nelle condizioni di una velocità di spostamento del pistone di pressurizzazione 9 di 0,07 m/sec ed una temperatura dello stampo di 250°C. E' stata applicata una forza di pressurizzazione all'esempio A^ caricato nella cavità 4 mediante il mantenimento del pistone di pressurizzazione 9 nella fase terminale della corsa e l'esempio A]_ è stato solidificato sotto pressurizzazione per fornire una colata di fusione A^ di lega di alluminio.

Ciascuno degli esempi da A2 ad A4 e degli esempi comparativi da a^ ad a3⁄4 è stato sottoposto alla DSC ed utilizzando gli stessi sono state prodotte nello stesso procedimento di fusione otto colate di fusione di leghe di alluminio da A2 ad A4 e da a^ ad a^.

La Tabella 5 mostra i valori di picco E]_ ed E2, il rapporto E]/E2, la temperatura del punto iniziale della crescita g, la temperatura T2 del punto terminale della discesa h, la differenza T2 - tra le temperature e T2 e la temperatura di fusione per gli esempi da A^ ad e gli esempi comparativi da a^ ad 35 e la presenza o l'assenza di difetti nelle colate di fusione di alluminio prodotte.

La Fig. 13 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica della colata di fusione di lega di alluminio Ap Le Figg. da 14A a 16A mostrano le porzioni essenziali delle termografie di analisi termica differenziale d per gli esempi da A2 a A4 e le Figg. da 14B a 16B sono fotomicrografie che mostrano le strutture metallografiche delle colate di fusione di leghe di alluminio da A2 a A4 prodotte utilizzando gli esempi da A2 a A4.

Come si può vedere dalla Tabella 5 e dalle Figg. da 14A a 16B il rapporto E^/E2 in un intervallo di 1 E1/E2 < 2,5 e la differenza T2 - è nell'intervallo di 10<*>C < T2 - < 120°C, in ciascuno degli esempi da A]_ ad A4. Conseguentemente, poiché la fase liquida aveva un grande calore latente, la fase liquida era alimentata a sufficienza attorno alla fase solida in risposta alla solidificazione ed al ritiro della fase solida e la zona periferica 12 della fase solida era gelificata, cosicché era migliorata la compatibilità tra la zona periferica esterna gelificata 12 e la fase liquida 13. Pertanto non sono stati prodotti difetti come vuòti dell'ordine di micron in ciascuna delle colate di fusione delle leghe di alluminio da A^ ad A4.

Le Figg. da 17A a 21A mostrano le porzioni essenziali delle termografie di analisi termica differenziale d per gli esempi da A2 a A4 e le Figg. da 17B a 21B sono fotomicrografie che mostrano le strutture metallografiche delle colate di fusione di leghe di alluminio da a]_ ad a3⁄4 prodotte utilizzando gli esempi comparativi da 85 ad a3⁄4.

Come si può vedere dalla Tabella 5 entrambe le condizioni richieste per il rapporto EJ/E2 la differenza T2 - TX non sono soddisfatte. A causa di questo nei confini in ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio a^, a2, a4 ed 35, come mostrato nelle Figg.

18B, 20B e 21B, sono stati formati vuoti dell'ordine di micron (porzioni nere). Nella colata di fusione della lega di alluminio a3 sono state formate la segregrazione e la coalescenza di sottili cristalli primari di Si grigio scuri del tipo a pezzetti, come mostrato nelle Figg. 19B, poiché il rapporto E]/E2 era uguale o superiore rispetto a 2,5 ed in più sono state prodotte cavità di ritiro nere, come mostrato nella Fig. 19B, a causa -della differenza T2 - T^. Questo è anche evidente dalla Fig. 19C.

Quindi ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da A2 ad A4 e da a^ ad a3⁄4 è stata sottoposta ad un trattamento T6 nelle condizioni mostrate nella Tabella 6.

Tabella 6

Fusione Trattamento T6

lega Al Trattamento di soluzione Trattamento di Invecchiamento Tempera- Tempo Tipo di raf- Temperatura ( "C) Tempo (ore) tura(°C) (ore) freddamente

Allo scopo di effettuare una prova di fatica da ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da Ai ad A4 e da a^ ad 85 risultanti dal trattamento T6 sono stati fabbricati sei pezzi di prova ciascuno comprendendo una porzione parallela avente un diametro di 4 mm ed una lunghezza di 20 mm. Questi pezzi di prova sono stati sottoposti ad una prova con differenze ampiezze di sollecitazione utilizzando un apparecchio di misura di fatica elettrico idraulico per determinare il numero delle repliche fino alla frattura. Da questi dati è stata determinata la resistenza a fatica al numero di repliche di IO<7>. La Tabella 7 mostra risultati.

Tabella 7

Colata di fusione lega di Al Resistenza a fatica (MPa)

La Fig. 22 è un grafico che illustra le resistenze a fatica delle colate di fusione di leghe di alluminio da A]_ ad A4 e da a·^ ad 85 mostrate nella Tabella 7.

Come si può vedere dalla Tabella 7 e dalla Fig. 22 ciascuna delle colate di fusione di lega di alluminio da A^ ad A4 nel procedimento di tissofusione utilizzando gli esempi da A^ ad A4 dei materiali in lega di alluminio ha una resistenza a fatica superiore rispetto a quelle delle colate di fusione di lega di alluminio da a^ ad 35 prodotti utilizzando gli esempi comparativi da a]_ ad aj dei materiali in lega di alluminio. Da questo fatto è stato trovato che gli esempi da Aj_ ad A4 sono adatti per materiali in lega di alluminio per tissofusione.

Forma di realizzazione III

Una colata di fusione di lega di alluminio 14 mostrata nella Fig. 23 è stata prodotta in un procedimento di tissofusione utilizzando un materiale in lega di alluminio. La colata di fusione della lega di alluminio 14 comprende una porzione a spessore medio 14a che è stata unita ad un attacco di colata 7 dell'apparecchio di pressofusione 1, una porzione 14b più sottile unita alla porzione 14a a spessore medio ed avente un volume relativamente piccolo ed una porzione più spessa 14c unita alla porzione più sottile 14b ed avente un volume relativamente grande. Se lo spessore della porzione più spessa 14c è rappresentata da t^ e lo spessore della porzione più sottile 14b è rappresentata da t2 viene stabilita la correlazione = 2 tj.

Nell'apparecchio 1 mostrato nella Fig. 24 una cavità 4 che forma la colata di fusione comprende una porzione a spessore medio che forma la zona 4a nella porzione inferiore, una porzione a spessore più sottile che forma la zona 4b nella porzione mediana, una porzione spessa che forma la zona 4c nella porzione superiore. L'altra struttura è uguale come nell'apparecchio di pressofusione mostrato nella Fig. 1. Conseguentemente le porzioni o segmenti corrispondenti a quelli nell'apparec chio mostrato nella Fig. 1 sono designate dai medesimi caratteri di riferimento e la descrizione dettagliate degli stessi viene omessa.

La Tabella 8 mostra le composizioni degli esempi da ad A3 e degli esempi comparativi a-]_ ed a2 dei materiali di lega a base di Al. Ciascuno di questi materiali è stato tagliato da una colata di fusione continua di elevata qualità prodotta in un procedimento di fusione in continuo. Nella produzione della colata di fusione è stato realizzato un trattamento di sferoidizzazione del cristallo primario di α-Α1. Ciascuno degli esempi A^ e così via ha un diametro di 76 mm ed una lunghezza di 85 mm

Tabella 8

Materiale in Costituenti chimici (per cento in peso) lega di Al Si Cu Mg Fe Zr Mn V Ti resto Esempio AL 0,17 10,3 - 0,18 0,18 0,27 0,1 0,05 AL Esempio A2 5,3 2,9 0,3 0,12 - 0,01 Al Esempio A3 2,1 9,8 - 0,15 0,15 0,3 0,12 - Al Esempio a^ 6,27 3,1 0,2 0,72 - 0,02 Al comparativo

Esempio a2 2,6 2 0,13 - 0,03 Al comparativo

L'esempio è stato sottoposto a calorimetria a scansione differenziale (DSC) per fornire i risultati mostrati nelle Figg. 25 e 26. Nella termografia di analisi termica differenziale d mostrata in ciascuna delle Figg. 25 e 26 il valore di picco E^ di una prima sezione endotermica di angolo e dovuto alla fusione di un eutettico è uguale a 2,7 mcal/sec ed il valore di picco E2 di una seconda sezione endotermica di angolo f dovuto alla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico è uguale a 2,6 mcal/sec. Da questo fatto è stato confermato che E^ > E2 D'altra parte nella termografia di analisi termica differenziale d una linea dritta della temperatura m che unisce un picco della prima sezione endotermica di angolo e e il valore della temperatura del picco sull'asse della temperatura di riscaldamento interseca la linea di base i che unisce un punto iniziale della crescita g nella prima sezione endotermica di angolo f. Una linea di divisione o bisezione di un segmento ra^ della linea dritta m della temperatura m che giace tra una prima intersezione n della linea dritta della temperatura m con la linea di base i ed il picco i interseca il segmento della linea di crescita p della prima sezione endotermica di angolo e che giace tra il punto iniziale della crescita g ed il picco T„ In questa condizione la temperatura T3 nella seconda intersezione q del segmento della linea di crescita p con la linea di divisione o è uguale a 545’C.

Inoltre la temperatura Tj_ al punto iniziale della crescita g è uguale a 540<e>C e la temperatura T4 al picco ‘5 è uguale a 549’C.

Se T4 - = ATa, Δ Ta è uguale a 9“C e se T3 -= ATb, ATb è uguale a 5°C. Conseguentemente nell'esempio S]_ viene stabilita la correlazione ATb/ATb = 0,55, precisamente ATb/ATb ≤ 0,68 tra i gradi di discesa della temperatura ATb e ATb.

L’area della regione seguente è rappresentata da St: una regione che è circondata da (1) una linea di base i che unisce il punto di inizio della crescita g nella prima sezione endotermica di angolo e ed il punto terminale della discesa h nella seconda sezione endotermica di angolo f, da (2) un prima linea dritta della temperatura che unisce il picco X della prima sezione endotermica di angolo e e il valore del picco sull'asse κ della temperatura di riscaldamento e da (3) il segmento della linea di crescita p della prima sezione endotermica di angolo che giace tra il punto iniziale della crescita g ed il picco J .

La linea di divisione o bisezione del segmento m-j_ della linea dritta della temperatura m che giace tra la prima intersezione n della prima linea dritta della temperatura m con la linea di base e del picco i interseca anche il segmento della linea di crescita p. Conseguentemente l'area della regione seguente è rappresentata da Sm: una regione che è circondata da (1) una seconda linea dritta della temperatura r che unisce la seconda intersezione q della linea di divisione o con il segmento della linea crescente p e il valore della temperatura della seconda intersezione q sull'asse della temperatura di riscaldamento tt , da (2) una porzione p-^ del segmento della linea crescente p che giace tra il punto iniziale della crescita g e la seconda intersezione q e (3} dalla linea di base i.

Nell'esempio viene stabilita una correlazione tra entrambe le aree St ed Sm, Sm/St = 0,138, precisamente Sm/St ≤ 0,365. Nella misurazione delle aree St ed Sm è stato utilizzato un planimetro.

Al fine di stabilire la correlazione ATb/ATb ≤ 0,68 e/o la correlazione Sm/St ≤ 0,365 è necessario diminuire la quantità di Mg e simili che sono i costituenti aggiuntivi aventi un basso punto di fusione piuttosto che diminuire la quantità di Cu, Si e simili che sono i costituenti dell'eutettico, spostando in questa maniera la linea della fase solida verso un lato a temperatura superiore.

Quindi l'esempio A]_ è stato collocato nella bobina di riscaldamento nel dispositivo per riscaldamento ad induzione e quindi riscaldato nelle condizioni di frequenza di 1 KHz ed una potenza massima di uscita di 37 per preparare l'esempio semi-fuso A^ avente la fase solida e la fase liquida coesistenti. In questo caso la proporzione della fase solida è fissata in un intervallo dal 50 per cento (compreso) al 60 per cento (compreso).

Successivamente l'esempio semi-fuso A^ (indicato dal carattere 5) è stato collocato nella camera 6 e fatto passare attraverso l'attacco di colata 7 e caricato nella cavità 4, mentre veniva pressurizzato nelle condizioni di una velocità di spostamento del pistone di pressurizzazione 9 di 0,07 ra/sec ed una temperatura dello stampo di 250“c. E' stata applicata una forza di pressurizzazione all'esempio A3 caricato nella cavità 4 mediante il mantenimento del pistone di pressurizzazione 9 nella fase terminale della corsa e l'esempio A3 è stato solidificato sotto pressurizzazione per fornire una colata di fusione di lega di alluminio 14.

Per i risultati della DSC mostrati nelle Figg. da 27 a 31 la Fig. 27 corrisponde all'esempio A2 e le Figg.

28 e 29 corrispondono all'esempio A3, mentre la Fig. 30 corrisponde allo esempio comparativo a^, la Fig. 31 corrisponde allo esempio comparativo a2.

Utilizzando questi esempi A <ec>* <A>3 <e >gii esempi comparativi a^ ed a sono state prodotte quattro colate di fusione di lega di alluminio nello stesso procedimento di fusione come quelle descritte sopra.

La Tabella 9 mostra i valori di picco Ej_ ed E2, il rapporto E]/E2, gli intervalli di discesa della temperatura ATb e ATb, il rapporto ATb/ATb, il rapporto Sm/St delle aree St ed Sm per gli esempi da A^ ad A e gli esempi comparativi a^ ed a e la presenza o l'assenza di difetti nelle colate di fusione di lega di alluminio prodotte dagli esempi da A^ ad A e gli esempi conparativi a^ ed a2.

Le Figg. da 32 a 34B sono fotomicrografie con ciascuna che mostra la struttura metallografica della porzione più spessa 14c della colata di fusione di lega di alluminio 14. La Fig. 32 corrisponde al caso in cui viene usato l'esempio A]_; la Fig. 33 corrisponde al caso in cui viene usato l'esempio le Figg. 34A e 34B corrispondono al caso in cui viene usato lo esempio comparativo <a>l-Come si può vedere dalla Figg. 32 e 33 nel caso delle colate di fusione di lega di alluminio prodotta utilizzando gli esempi A]_ ed A2, non esistono difetti come vuoti dell'ordine di micron generati nella porzione più spessa 14c della colata di fusione di lega di alluminio 14, in quanto è stabilita la correlazione > E2 tra i valori di picco di E]_ ed E2 ed è stabilita la correlazione ATb/ATa ≤ 0,68 tra gli intervalli di discesa della temperatura ATb e ATa. In questi casi viene anche -stabilita la correlazione Sm/St ≤ 0,365 tra le aree Sm ed St.

Se il calore latente della fase liquida è diminuito ad 1/2 del massimo calore latente rilasciato, precisamente ad E^/2, nel corso della solidificazione del materiale in lega semi-fuso, la fase liquida è di conseguenza gelificata in maniera tale che la viscosità viene aumentata gradualmente. Questo fatto determina in particolare una diminuita suscettibilità alla alimentazione attorno alla fase solida nella porzione più spessa 14c della colata di fusione di lega di alluminio e di conseguenza è verosimile che si formino vuoti dell'ordine di micron nella porzione più spessa 14c. Questa tendenza viene raddoppiata a causa del fato che la zona che forma la porzione più sottile 4b è localizzata vicino alla zona che forma la porzione più spessa 4c, come mostrato nella Fig. 24.

Poiché ATa rappresenta l'intervallo di discesa della temperatura necessario per la fase liquida per essere solidificata e ATb rappresenta l'intervallo di discesa della temperatura necessario per la fase gelificata per essere solidificata, se il rapporto ATb/ATa è fissato nell'intervallo ATb/ATa ≤ 0,68, l'intervallo di temperatura necessario per la fase gelificata per essere solidificata è ristretto e d'altra parte è allargato l'intervallo di temperatura per la fase gelificata per essere prodotta. Pertanto è possibile migliorare la suscettibilità di alimentazione della fase liquida attorno alla fase solida nella porzione 14c della colata di fusione della lega di alluminio 14 per impedire la formazione di vuoti dell'ordine di micron.

Poiché l'area St rappresenta la quantità di calore latente rilasciato necessario per la fase liquida per essere solidificata e l'area Sm rappresenta la quantità di calore latente rilasciato necessario per la fase gelificata per essere solidificata se il rapporto Sm/St è fissato nell'intervallo Sm/St < 0,365 la quantità del calore latente rilasciato per la fase gelificata per essere solidificata è diminuita e d'altra parte la quantità di calore latente rilasciato per la produzione della fase gelificata dalla fase liquida è aumentata. Pertanto è possibile per migliorare la suscettibilità della alimentazione della fase liquida attorno alla fase solida nella porzione 14c della colata di fusione di lega di alluminio 14 per impedire la formazione di vuoti dell'ordine di micron.

Nel caso della colata di fusione della lega di alluminio 14 prodotta usando lo esempio comparativo a^ mostrata nelle Figg. 34A e 34B è stabilita la correlazione <ma >la correlazione ATb/ATa ≤ 0,68, e la correlazione Sm/St ≤ 0,365 non sono rispettate e conseguentemente la porzione più spessa 14c ha vuoti dell’ordine di micron generati nel suo interno.

In ognuna delle colate di fusione della lega di alluminio la porzione più sottile 14b non presenta difetti generati nel suo interno.

La Fig. 35 mostra la correlazione tra il rapporto dTb/ATa e la proporzione dell'area dei difetti nella porzione più spessa 14c. Si può vedere dalla Fig. 35 che i difetti sono formati quando ÒTb/ÒTa > 0,68.

La Fig. 36 mostra la correlazione tra il rapporto Sm/St e la proporzione dell'area dei difetti nella porzione più spessa 14c. Si può vedere dalla Fig. 36 che i difetti sono formati quando Sm/St > 0,68.

La proporzione dell’area dei difetti nella porzione più spessa è stata misurata usando un dispositivo per risoluzione delle immagini.

Forma di realizzazione IV

La Tabella 10 mostra le composizioni degli esempi da A]_ ad A7 e degli esempi comparativi a^ ed &2 · L'esempio A^ è una lega a base di Al-Si-Cu; gli esempi da A2 ad A4 sono leghe a base di Al-Si-Mg; gli esempi da A5 ad A7 e lo esempio comparativo a^ sono leghe a base di Cu; e lo esempio comparativo a2 è una lega a base di Al-Zn-Mg. Ciascuno degli esempi e degli esempi comparativi è" stato tagliato da una colata di fusione continua di elevata qualità prodotta in un procedimento di fusione in continuo. Nella produzione della colata di fusione è stato realizzato un trattamento di sferoidizzazione del cristallo primario di α-Al. Ciascuno degli esempi e degli esempi comparativi aveva un diametro di 50 mm ed una lunghezza di 65 mm.

L'esempio è stato sottoposto a calorimetria a scansione differenziale (DSC) per fornire il risultato mostrato nella Fig. 37. In una termografia di analisi termica differenziale d mostrata nella Fig. 37 è presente una prima sezione endotermica di angolo e dovuta alla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo f dovuta alla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico. In questo caso la temperatura T4 al picco della prima sezione endotermica di angolo e è uguale a 559°C e la temperatura di picco della seconda sezione endotermica di angolo f è uguale a 579<e>C. Conseguentemente è stato trovato che la differenza T5 -T4 tra le temperature T4 e T5 è uguale a 20°C.

Quindi l'esempio A^ è stato collocato in una bobina di riscaldamento in un dispositivo per riscaldamento ad induzione e quindi riscaldato nelle condizioni di frequenza di 1 KHZ ed una potenza massima di uscita di 30 tew ed un periodo di riscaldamento di 7 minuti per preparare l'esempio 3emi-fuso A avente la fase solida e la fase liquida coesistenti. In questo caso la proporzione della fase solida è fissata in un intervallo dal 40 per cento (compreso) al 60 per cento (compreso).

Successivamente l'esempio semi-fuso A^ (indicato dal carattere 5) è stato collocato nella camera 6 e fatto passare attraverso l'attacco di colata 7 e caricato nella cavità 4, mentre veniva pressurizzato nelle condizioni di una velocità di spostamento del pistone di pressurizzazione 9 di 0,2 m/sec ed una temperatura dello stampo di 250<e>C. E' stata applicata una forza di pressurizzazione all'esempio caricato nella cavità 4 mediante il mantenimento del pistone di pressurizzazione 9 nella fase terminale della corsa e l'esempio A^ è stato solidificato sotto pressurizzazione per fornire una colata di fusione di lega di alluminio.

Ciascuno degli esempi da A£ ad A7 e degli esempi comparativi a^ ed è stato sottoposto alla DSC. Inoltre utilizzando gli esempi da A2 ad A7 e gli esempi comparativi ed a2 sono state prodotte nello stesso procedimento di fusione otto colate di fusione di leghe di alluminio da A2 ad A7, a^ ed a2- In questo caso il periodo di riscaldamento è stato di 7 minuti come descritto prima. Per confronto è stata prodotta una colata di fusione di lega di alluminio 3⁄43 con un tempo di riscaldamento fissato a 20 minuti in un forno a resistenza elettrica.

Quindl ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da A]_ ad A7 e da a^_ ad 33 è stata sottoposta ad un trattamento T6 nelle condizioni mostrate nella Tabella 11.

Tabella 11

Fusione Trattamento T6

lega Al Trattamento di soluzione Trattamento di invecchiamento Tempera- Tempo Tipo dì raf- Temperatura(<e>C) Tempo(ore) tura(<*>C) (ore) freddamente

<A>1 500 5 acqua di raf- 160 5

<A>2 540 5 freddamento 170 5

A3 540 5 170 5

A4 515 5 170 10 A5 525 5 190 18 A6 525 5 190 18 A7 525 5 190 18 <a>l 525 8 160 9 <a>2 525 8 160 9 <a>3 465 8 125 28

Allo scopo di effettuare una prova di fatica da ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da' Aj_ ad A7 e da a^ ad risultanti dal trattamento T6 sono stati fabbricati otto pezzi di prova ciascuno comprendendo una porzione parallela avente un diametro di 4 mm ed una lunghezza di 20 znm. Ciascuno dei pezzi di prova è stato sottoposto ad una prova con differenze ampiezze di sollecitazione a temperatura ambiente utilizzando un apparecchio di misura di fatica elettrico idraulico per determinare il numero delle repliche fino alla frattura.

Da questi dati è stata determinata la resistenza a fatica al numero di repliche di 10<7>. La Tabella 7 mostra i risultati.

Le Figg. da 38 a 43, 44 e 45 mostrano le termografie di analisi termica differenziale degli esempi da A2 ad A7 e degli esempi comparativi a^ ed a2·

La Tabella 12 mostra le temperature ai picchi della prima sezione endotermica di angolo e della seconda sezione endotermica di angolo e ed f, la differenza T5 -T4 tra le temperature T4 e T5, il periodo di riscaldamento e la temperatura di fusione per gli esempi da A^ ad A7 e degli esempi comparativi a^ ed a2 come pure la presenza o l'assenza di vuoti, la presenza o l'assenza di coalescenza dei cristalli primari di α-Al e la resistenza a fatica per le colate di fusione di lega di alluminio da A]_ ad A7 e da a^ ad 33.

La Fig. 46 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica della colata di fusione di lega di alluminio A7 . Le Figg. 47A, 48 e 48 sono microfotografie che mostrano le strutture metallografiche delle colate di fusione di lega di alluminio a^, a3 e &2 rispettivamente .

Come si può vedere dalla Figg. da 37 a 43 e 46 e dalla Tabella 12 le colate di fusione di lega di alluminio da A^ ad A7 sono state prodotte dagli esempi da A^ ad A7 con la differenza T5 - T4 tra le temperature fissata nell'intervallo di 2Q°C ≤ T5 - T4 ≤ 80°C e la variazione nella proporzione della fase solida rispetto alla variazione della temperatura di riscaldamento è stata appiattita. Pertanto è possibile aumentare la velocità di crescita della temperatura e riscaldare gli esempi da A^ ad A7 alla temperatura di fusione in un breve tempo di 7 minuti, impedendo in questa maniera la coalescenza dei -cristalli primari di α-Al.

In aggiunta è effettuata in modo attivo la diffusione dei cristalli primari di α-Al come risultato dell'allargamento dell'intervallo di temperatura che permette la coesistenza della fase solida e della fase liquida e conseguentemente vengono promosse la sottile sferoidizzazione e la uniforme dispersione dei cristalli primari di α-Al d viene anche evitata la formazione delle cavità di ritiro.

Per questo fatto ciascuna delle colate di fusione da A^ ad Αη ha una eccellente qualità di fusione ed una eccellente resistenza a fatica.

Nel caso della Fig. della lega di alluminio a^ mostrata nelle Figg. 47A e 47B sono stati formati vuoti a causa della inclusione di aria manifestatasi durante il versamento del materiale in quanto la differenza T5 - T4 tra le temperature nello esempio comparativo a^ era inferiore rispetto a 20°C ed il periodo di riscaldamento era così breve come 7 minuti.

Nel caso della colata di fusione della lega di alluminio 83 mostrata nella Fig. 48 i cristalli primari di a-Al (porzione massiva) hanno subito coalescenza poiché il periodo di riscaldamento per lo esempio comparativo 83 è stato così lungo come 20 minuti.

Nel caso della colata di fusione della lega di alluminio &2 mostrata nella Fig. 48 durante la solidificazione si sono formate cavità da ritiro e pertanto vuoti (porzioni nere) in quanto la differenza T5 - T4 tra le temperature nello esempio comparativo 83 era superiore rispetto ad 80°C.

Per confronto utilizzando gli esempi da ad A7 e gli esempi comparativi a^ ed &2 <sono >state estruse le leghe di alluminio da ad A7, a^^ ed a2 mediante un procedimento di estrusione nelle condizioni di temperatura di estrusione da 350 a 420°C, di temperatura del contenitore di 300°C, temperatura dello stampo di 250"C, una diametro dell'anima dello stampo di 35 mm ed un rapporto di estrusione di 4,7.

Ciascuno degli estrusi di lega di alluminio da A^ ad Αη , ed a2 è stato sottoposto ad un trattamento T6 nelle stesse condizioni come per le colate di fusione delle leghe di alluminio da A^ ad Αη , a^ ed a2 (vedere Tabella 11). Successivamente dagli estrusi di lega di alluminio da ad Αη, ed a2 sono stati prodotto pezzi di prova simili a quelli descritti sopra e sottoposti a prove di fatica simili a quelle descritte in precedenza per determinare la resistenza a fatica S2 con un numero di repliche di 10^.

La Tabella 13 mostra i rapporti di resistenza S]_/S2 delle resistenze a fatica di ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da A^ ad A7, a^ ed a2 rispetto alle resistenze a fatica S2 di ciascuno degli estrusi delle leghe di alluminio da A^ ad Αη , a^ ed a2. Nella Tabella 13 l'estruso della lega di alluminio a3 è lo stesso come l'estruso della lega di alluminio a^.

Tabella 13

Estruso di Resistenza a fatica S2 Rapporto di resistenze lega di Al (MPa) S^/S2

Al 120 1,0

A2 120 1,0

A3 120 1,0

A4 140 1,0

<A>5 130 1,0

<A>6 130 1,0

A7 130 1,0

<a>l 100 0,8

<a>3 100 0,9

<a>2 110 0,5

La Fig. 50 è un grafico che illustra la correlazione tra la differenza T5 - T4 tra le temperature ed il rapporto di resistenze S^/S2 per gli esempi da A^ ad Αη e gli esempi comparativi a^ ed a2· Nella Fig. 50 i punti da A^ ad A7, a^ ed a2 corrispondono ai casi in cui sono stati rispettivamente utilizzati gli esempi da A-j_ ad A7 e gli esempi comparativi a^ ed a2* Il punto a3 corrisponde al caso in cui il tempo di riscaldamento per lo esempio comparativo a^ è stato di 20 minuti.

Come si può vedere dalla Fig. 50 e dalla tabella 13 se sono utilizzati gli esempi da A·^ ad A7 possono essere prodotte colate di fusione di leghe di alluminio da A^ ad A7 aventi una resistenza a fatica equivalente a quella degli estrusi delle leghe di alluminio da ad A7. Anche da questo si può vedere che la differenza T5 -T4 può essere fissata nell'intervallo di 20°C ≤ T5 - T4 ≤ 80°C.

Forma di realizzazione V

La Tabella 14 mostra le composizioni degli esempi da A^ ad A4 e degli esempi comparativi da a^ ad 33 di materiali in lega di alluminio. Ciascuno degli esempi e degli esempi comparativi è stato tagliato da una colata di fusione continua di elevata qualità prodotta in un procedimento di fusione in continuo. Nella produzione della colata di fusione è stato realizzato un trattamento di sferoidizzazione del cristallo primario di a-Al. Ciascuno degli esempi e degli esempi comparativi aveva un diametro di 50 mm ed una lunghezza di 65 mm.

L'esempio A]_ è stato sottoposto a calorimetria a scansione differenziale (DSC) per fornire il risultato mostrato nella Fig. 51. In una termografia di analisi termica differenziale d mostrata nella Fig. 51 è presente una prima sezione endotermica di angolo e dovuta alla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo f dovuta alla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico. La seconda sezione endotermica di angolo f ha tra un picco v ed un punto terminale della discesa della prima sezione endotermica di angolo e una porzione con una dolce pendenza x che si estende lungo la linea di base i che unisce il punto iniziale della crescita g della prima sezione endotermica di angolo e ed il punto terminale della discesa h della prima sezione endotermica di angolo e.

La temperatura T]_ al punto iniziale della crescita g nella prima sezione endotermica di angolo e è uguale a 537'C e la temperatura T4 al picco j è uguale a 549<e>C. La temperatura T5 al picco v nella seconda sezione endotermica di angolo f è uguale a 623*C e la temperatura T2 al punto terminale della discesa h è uguale a 629 "C. Conseguentemente l'intervallo di temperatura Tc (= T2 -T3.) di coesistenza della fase liquida e della fase solida tra il punto iniziale della crescita g della prima sezione endotermica di angolo e ed il punto terminale della discesa h della seconda sezione endotermica di angolo f è uguale a 92°C e l'intervallo di temperatura picco-picco Td (= T5 - T4) tra i picchi 7 e v della fase liquida e della fase solida è uguale a 74‘C. In questo caso la proporzione Rt (Td/Tc) x 100) dell'intervallo di temperatura picco-picco nell'intervallo di temperatura di coesistenza di fase liquida e di fase solida Tc è 80 per cento.

Quindi l'esempio A^ è stato collocato in una bobina di riscaldamento in un dispositivo per riscaldamento ad induzione e quindi riscaldato rapidamente per 4 minuti fino alla temperatura di fusione Tg (= 595*C) nelle condizioni di frequenza di 1 j(Hz ed una potenza massima di uscita di 25 per preparare l'esempio semi-fuso A^ avente la fase solida e la fase liquida coesistenti. In questo caso la proporzione della fase solida è fissata in un intervallo dal 40 per cento (compreso) al 60 per cento (compreso) .

Successivamente l'esempio semi-fuso (indicato dal carattere 5) è stato collocato nella camera 6 e fatto passare attraverso l'attacco di colata 7 e caricato nella cavità 4, mentre veniva pressurizzato nelle condizioni di della temperatura di fusione di 595°C, di una velocità di spostamento del pistone di pressurizzazione 9 di 0,2 m/sec ed una temperatura dello stampo di 250°C. E' stata applicata una forza di pressurizzazione all'esempio caricato nella cavità 4 mediante il mantenimento del pistone di pressurizzazione 9 nella fase terminale della corsa e l'esempio A]_ è stato solidificato sotto pressurizzazione per fornire una colata di fusione A^ di lega di alluminio.

Gli esempi da A2 ad A4 e gli esempi comparativi a-j_ ed 83 sono stati sottoposti alla DSC ed inoltre utilizzando questi esempi e gli esempi comparativi sono state prodotte nello stesso procedimento di fusione sei colate di fusione di leghe di alluminio da A2 ad A4 e da a^ ad a3.

Le Figg. da 52 a 54 mostrano termografie di analisi termica differenziale d per gli esempi da A2 ad A4 e le Figg. da 55 a 57 mostrano termografie di analisi termica differenziale d per gli esempi da a^ ad a3. E' possibile vedere dal confronto delle Figg. da 52 a 54 con le Figg. da 55 a 57 che per ciascuno degli esempi da A2 ad A4 mostrato nelle Figg. da 52 a 54 esiste una porzione x con dolce pendenza ma per ciascuno degli esempi comparativi da a^ ad a3 mostrato nelle Figg. da 55 a 57 non esiste una porzione con dolce pendenza.

La Tabella 15 mostra la temperatura di coesistenza solido/liquido Tc, l'intervallo di temperatura piccopicco Td e la proporzione Rt dell’intervallo di temperatura picco-picco nell'intervallo di temperatura di coesistenza solido/liquido Tc per gli esempi da A^ ad A4 e gli esempi comparativi da a2 ad 83 e la struttura metallografica delle corrispondenti colate di fusione di leghe di alluminio da A-^ ad A4 e da a^ ad aj.

La Fig. 58 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica della colata di fusione di lega di alluminio e la Fig. 59 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica della colata di fusione di lega di alluminio A2■ E' possibile vedere dalle Figg. 58 e 59 che ciascuno degli esempi A^ ed A2 ha una struttura metallografica estremamente uniforme nonostante che fossero stati prodotti mediante una rapido riscaldamento di ciascuno degli esempi A^ ed A£.

La Fig. 60 una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica della colata di fusione di lega di alluminio Ag. Come evidente dalla Fig. 60 nella colata di fusione di lega di alluminio A4 viene osservata una fase solidificata di α-Al in una qualche misura più grande ma la struttura metallografica della colata di fusione della lega di alluminio A4 è sostanzialmente uniforme.

La Fig. 61 una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica della colata di fusione di lega di alluminio a^. Come evidente dalla Fig. 60 la distribuzione della fase liquida nella colata di fusione di lega di alluminio a^ non è stata uniforme a causa del rapido riscaldamento dello esempio comparativo a^ e come risultato le fasi solidificate di α-Al si sono agglomerate per fornire una struttura metallografica uniforme. Lo stesso è vero per le colate di fusione di lega di alluminio aj_ ed

Quanto segue può essere visto dai suddetti risultati. Al fine di produrre un colata di fusione di lega di alluminio avente una struttura metallografica uniforme è necessario che la seconda sezione endotermica di angolo f abbia una porzione x con dolce pendenza nella termografia di analisi termica differenziale d, come descritto in precedenza e che la proporzione Rt dell'intervallo di temperatura Td picco-picco nell'intervallo di temperatura di coesistenza della fase liquida e della fase solida Td sia nell’intervallo Rt ≥ 69 per cento, come negli esempi da Ai ad A4.

Negli esempi da A^ ad A4 aventi una tale caratteristica termica l'intervallo di temperatura tra il punto terminale della discesa della prima sezione endotermica di angolo e ed il picco v della seconda sezione endotermica di angolo f è largo e di conseguenza viene promossa la gelificazione della zona periferica esterna della fase solida. Questo aumenta la compatibilità tra la fase solida e la fase liquida e di conseguenza è possibile evitare lo svantaggio della formazione di vuoti dell'ordine di micron al confine tra la fase solida e la fase liquida.

Per confronto utilizzando gli esempi da A]_ ad A4 e gli esempi comparativi da ad 33 sette colate di fusione di leghe di alluminio da B^ a B4 e da a b3 corrispondenti agli esempi .da A^ ad A4 e gli esempi comparativi da a^ ad 83 sono state prodotte nello stesso procedimento di fusione nelle stesse condizioni con la differenza che gli esempi da A^ ad A4 e gli esempi comparativi da a^ ad aj sono stati riscaldati (secondo modalità di riscaldamento usuali) fino alla temperatura di fusione Tg in condizioni di frequenza di 1 KHZ, una potenza di uscita massima di 12 KW ed un tempo di riscaldamento di 7 minuti.

La struttura metallografica di ciascuna delle colate di fusione di lega di alluminio da B^ a B4 e da b^ a b3 è stata osservata mediante un microscopio ed il risultato ha mostrato che la struttura metallografica era uniforme.

Quindi ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da A^ ad A4, da B^ a B4, da a^ ad 83 e da b^ a b3 è stata sottoposta ad un trattamento T6 nelle condizioni mostrate nella Tabella 16.

Tabella 16

Fusione Trattamento T6

lega Al Trattamento di soluzione Trattamento di invecchiamento Tempera- Tempo Tipo di raf- Temperatura( “C> Tempo(ore) tura{°C) (ore) freddamente

Allo scopo di effettuare una prova di fatica da ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da Ai ad A4, da B]_ a B4, da a^ ad 83 e da a b2 risultanti dal trattamento T6 sono stati fabbricati dieci pezzi di prova ciascuno comprendendo una porzione parallela avente -un diametro di 4 mm ed una lunghezza di 20 non. Questi pezzi di prova sono stati sottoposti ad una prova con differenze ampiezze di sollecitazione utilizzando un apparecchio <' >di misura di fatica elettrico idraulico per determinare il numero delle repliche fino alla frattura. Da questi dati è stata determinata la resistenza a fatica al numero di repliche di IO<7>. La Tabella 17 mostra i risultati. In una indicazione del rapporto di resistenze mostrata nella Tabella 17 il riscaldamento rapido/riscaldamento normale sta ad indicare che il valore della resistenza a fatica, per esempio per la lega di alluminio A]_ prodotta .attraverso il riscaldamento rapido è divisa per il valore della resistenza a fatica per la lega di alluminio prodotta attraverso un riscaldamento normale.

Tabella 17

Fusione di Resistenza a fatica (MPa) Rapporto resistenza a lega di Al con riscaldamento fatica riscaldamento Rapido Normale Rapido/Normale

La Fig. 62 è un grafico che illustra la correlazione tra la proporzione Rt dell'intervallo di temperatura Td picco-picco nell'intervallo Tc di coesistenza di fase liquida e di fase solida ed il rapporto di resistenza a fatica per le colate di fusione di leghe di alluminio Aj_ e e così via mostrato nelle Tabelle 15 e 17. Nella Fig. 60 i punti da A]_ ad A4 corrispondono ai casi nei quali sono stati utilizzati gli esempi da A^ ad A4 ed punti da a^ ad 83 corrispondono ai casi nei quali sono stati utilizzati gli esempi da a^ ad a3-Come evidente dalla Tabelle 15 e 17 e dalla Fig. 62 ciascuna delle colate di fusione delle leghe di alluminio prodotte utilizzando gli esempi da A^ ad A4 attraverso il rapido riscaldamento ha una resistenza a fatica equivalente a quelle delle colate di fusione di leghe di alluminio da a B4 prodotte attraverso il riscaldamento normale. Questo è dovuto al fatto che ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da A^ ad A4 possiede una struttura metallografica uniforme come per le colate di fusione di leghe di alluminio da B^ a B4. La non uniformizzazione della struttura metallografica è dovuta al fatto che la proporzione Rt negli esempi A^ e cosi via è uguale o superiore rispetto a 69 per cento (Rt ≥ 69 per cento).

D'altra parte ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da a^ ad prodotte utilizzando gli esempi comparativi da a^ ad attraverso il riscaldamento rapido ha una bassa resistenza a fatica, in confronto con le colate di fusione di leghe di alluminio da b^ a bg prodotte attraverso il riscaldamento normale. Questo è dovuto al fatto che la struttura metallografica delle colate di fusione di leghe di alluminio da a^ ad a è uniforme. La non uniformizzazione della struttura metallografica è dovuta al fatto che la proporzione Rt negli esempi comparativi a]_ e così via è uguale o superiore rispetto a 69 per cento (Rt ≥ 69 per cento).

Forma di realizzazione VI

La Tabella 18 mostra le composizioni dei materiali in lega di alluminio da A^ ad A . Ciascuno degli esempi da ad A è stato tagliato da una colata di fusione continua di elevata qualità prodotta in un procedimento di fusione in continuo. Nella produzione della colata di fusione è stato realizzato un trattamento di sferoidizzazione del cristallo primario di α-Al. Ciascuno degli esempi da A^ ad A aveva un diametro di 50 mm ed una lunghezza di 65 mm.

Tabella 18

Materiale in Costituenti chimici (per cento in peso) lega di Al Si Cu Mg Fe Ti Rimanente

L'esempio A^ è stato sottoposto a calorimetria a scansione differenziale (DSC) per fornire il risultato mostrato nella Fig. 63. In una termografia di analisi termica differenziale d mostrata nella Fig. 63 è presente una prima sezione endotermica di angolo e dovuta alla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo f dovuta alla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico. La temperatura al punto iniziale della crescita g della prima sezione endotermica di angolo e è uguale a 537°C e la temperatura T7 al punto terminale della discesa u è uguale a 561<*>C. La temperatura T3⁄4 al picco v della seconda sezione endotermica di angolo f è uguale a 624<®>C.

Quindi l'esempio A^ è stato collocato in posizione dritta nella bobina di riscaldamento in un dispositivo per riscaldamento ad induzione e quindi riscaldato alla temperatura di fusione Tg di 595*C nelle condizioni mostrate nella Fig. 64 per preparare l'esempio semi-fuso A avente la fase solida e la fase liquida coesistenti. Quando la temperatura dell'esempio era nell'intervallo da 30<e>C alla temperatura di 537°C al punto iniziale della crescita la frequenza è stata fissata a l Hz e la potenza di uscita massima è stata fissata a 20 . Quando la temperatura dell'esempio A^ era nell'intervallo dalla temperatura di 537<®>C al punto iniziale della crescita g alla temperatura T7 di 561°C al punto terminale della discesa u la frequenza è stata fissata a 1 KHZ e la potenza di uscita massima è stata fissata a 15 . Inoltre quando la temperatura dell'esempio A^ era nell'intervallo dalla temperatura Ύη di 561<e>C al punto terminale della discesa u alla temperatura di fusione Tg, la frequenza è stata fissata a 1 vcHz e la potenza di uscita massima è stata fissata a 3 . Pertanto la velocità media di crescita a per l'esempio A^ tra il punto iniziale della crescita g ed il punto terminale della discesa u è stata controllata a 0,23°C/sec, mentre la velocità media di crescita β per l'esempio A^ tra il punto terminale della discesa u e la temperatura di fusione Tg è stata controllata a 0,18°C/sec. In questo caso la proporzione della fase solida nell'esempio A^ è fissata in un intervallo dal 40 per cento (compreso) al 60 per cento (compreso). La misura della temperatura dell'esempio A^ è stata effettuata mediante l'inserzione di una termocoppia nel foro di misurazione aperto al centro della superficie inferiore dell'Esempio A^.

Successivamente l'esempio semi-fuso A]^ (indicato dal carattere 5) è stato collocato nella camera 6 e fatto passare attraverso l'attacco di colata 7 e caricato nella cavità 4, mentre veniva pressurizzato nelle condizioni di una temperatura di fusione Tg di 595<e>C, una velocità di spostamento del pistone di pressurizzazione 9 di 0,2 m/sec ed una temperatura dello stampo di 250<e>C. E' stata applicata una forza di pressurizzazione all'esempio A^ caricato nella cavità 4 mediante il mantenimento del pistone di pressurizzazione 9 nella fase terminale della corsa e l'esempio A]_ è stato solidificato sotto pressurizzazione per fornire una colata di fusione A]_ di lega di alluminio. Utilizzando l'esempio A]_ è stata ancheprodotta una colata di fusione di lega di alluminio A^ in una identica modalità di fusione con la differenza che sono stata cambiate le velocità medie di crescita della temperatura a e β.

Anche gli esempi da A2 ad A3⁄4 sono stati sottoposti a DSC ed inoltre utilizzando questi esempi da A2 ad A5 sono state prodotte otto colate di fusione di leghe di alluminio A21» ^3^, Α^χ, Ag^, ^22' ^32' ^42 ^52 nello stesso procedimento di fusione. Le Figg. da 65 a 6Θ mostrano le termografie di analisi termica differenziale d per gli esempi da A2 ad A5 rispettivamente.

Ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da A]-j. ad A3⁄4^ e da A-j^ ad A52 è stata osservata mediante un microscopio per determinare la presenza o l'assenza di vuoti dell'ordine di micron e la dimensione di α-Al.

La Fig. 69A è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica della colata di fusione di lega di alluminio A^-j. in cui una porzione granulare relativamente grande è α-Αΐ. E’ possibile vedere dalla Fig. 69A che i vuoti come descritto non sono stati generati nella colata di fusione di lega di alluminio Aj_^.

La Fig. 69B mostra come misurare la dimensione di una fase α-Al. Nella misurazione della dimensione della fase α-Al sono state dapprima tracciate due linee dritte L]_ ed L2 che si intersecavano l’una con l’altra in modo da attraversare una molteplicità di fasi α-Al e successivamente è stata misurata la lunghezza di un segmento La di linea di ciascuna delle linee dritte L^ ed L2 in ciascuna delle fasi a-Al, laonde per cui è stato determinato il valore medio delle lunghezze. Pertanto il valore medio delle lunghezze di tutti i segmenti di linea La di una delle linee dritte L^ è (25 μιη 35 |am 67,5 μιη)/3 = 42,5 pm ed il valore medio delle lunghezze di tutti i segmenti di linea La dell'altra linea dritta Lj è (60 μιη 40 Jim 75 pm)/3 = 58,3 pm. Successivamente è stato ulteriormente determinato un valore medio di tali valori medi e definito come la dimensione della fase α-Al. Pertanto la dimensione della fase α-Al è (42,S pm 58,3 pm)/2 = 50 pm.

La Fig. 70 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica della colata di fusione di lega di alluminio A^ , in cui è presente una porzione relativamente grande di fase α-Α1. E’ possibile vedere che i vuoti come descritto prima sono stati formati nella colata di fusione di lega di alluminio A^ / come anche mostrato nella Fig. 70B. In questo caso il valore medio delle lunghezze di tutti i segmenti di linea La di una delle linee dritte L^ è (62,5 pm 60 pm)/2 = 61,25 pm ed il valore medio delle lunghezze di tutti i segmenti di" linea La dell'altra linea dritta L2 è (40 pm 67,5 pm 87,5 pra)/3 = 65 pm. Di conseguenza la dimensione della fase α-Al è (61,25 pm 65 pm)/2 = 63 pm.

Ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da ad A51 e da A]_2 ad A52 è stata sottoposta ad un trattamento T6. Quindi scopo di effettuare una prova di fatica da ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da ad A5^ e da A^2 ad A52 risultanti dal trattamento T6 sono stati fabbricati dieci pezzi di prova ciascuno comprendendo una porzione parallela avente un diametro di 4 mm ed una lunghezza di 20 mm. Ciascuno di questi pezzi di prova è stato sottoposto ad una prova con differenze ampiezze di sollecitazione utilizzando un apparecchio di misura di fatica elettrico idraulico per determinare il numero delle repliche fino alla frattura. Da questi dati è stata determinata la resistenza a fatica al numero di repliche di IO<7>.

La Tabella 19 mostra le velocità medie di crescita della temperatura a e β, il rapporto α/β, la dimensione della fase α-Al, la presenza e l'assenza di vuoti e la resistenza a fatica per le colate di fusione di leghe di alluminio da Aj^ ad A51 e da A^2 ad *-52·

La Fig. 71 è un grafico che illustra la correlazione tra il rapporto α/β e la resistenza a fatica per le colate di fusione di leghe di alluminio da A^ ad e da A12 ad A52 e prese dalla Tabella 19.

Come evidente dalla Tabella 19 e dalla Fig. 71 ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da ad A51 prodotte con il rapporto α/β tra entrambe le temperature di crescita a e β fissato in un intervallo di α/β > 1 ha una migliorata resistenza a fatica, in confronto con le colate di fusione di leghe di alluminio da Al2 <ad A>52-Come si può vedere dal confronto delle colate di fusione di leghe di alluminio di AH ed Απ ί A31 ed A32; A41 ed A42; A51 ed A52 l'una con l'altra, la dimensione della fase α-Al può essere mantenuta più bassa quando la velocità media della temperatura a è superiore. Le colate di fusione di leghe di alluminio A2I ed A22 hanno la stessa dimensione di fase α-Αΐ, a causa della velocità media di crescita della temperatura sostanzialmente uguale.

Come si può vedere dal confronto delle colate di fusione di leghe di alluminio di A^i ed A^2; A31 ed A32; A42_ ed A42; A;H ed Ag2 l'una con l'altra è possibile impedire la formazione di vuoti dell'ordine di micron fissando le velocità medie di crescita della temperatura a e β in maniera tale che la velocità media di crescita della temperatura a sia inferiore rispetto alla velocità media di crescita della temperatura β. Questo è attribuibile al fatto che il profilo di temperatura della fase liquida è stato uniformato e che la zona periferica della fase solida è stata gelificata per fornire una migliorata compatibilità tra la fase liquida e la fase solida.

Forma di realizzazione VII

La Tabella 20 mostra la composizione di un materiale A357 che è un materiale in lega di alluminio. Il materiale in lega di alluminio è stato tagliato da una lunga colata di fusione in continuo di elevata qualità prodotta in un procedimento di fusione in continuo. Nella produzione della colata di fusione è stato effettuato un trattamento di sferoidizzazione dei cristalli primari a-Al. Il materiale in lega di alluminio aveva un diametro di 50 mm ed una lunghezza di 65 mm.

Tabella 20

Materiale in Costituenti chimici (per cento in peso) lega di Al Si Mg Fe Sr rimanente 7,9 0,57 0,1 0,034 Al Il materiale in lega di alluminio è stato sottoposto a calorimetria a scansione differenziale (DSC) per fornire il risultato mostrato nella Fig. 72. In una termografia di analisi termica differenziale d mostrata nella Fig. 72 è presente una prima sezione endotermica di angolo e dovuta alla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo f dovuta alla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico. La temperatura al punto iniziale della crescita g nella prima sezione endotermica di angolo e è uguale a 556<e>C e la temperatura 1η al punto terminale della discesa u è uguale a 580°C. La temperatura T5 al picco v nella seconda sezione endotermica di angolo f è uguale a 596"C.

Quindi l'esempio è stato collocato nella bobina di riscaldamento nel dispositivo per riscaldamento ad induzione e quindi riscaldato rapidamente nelle condizioni di frequenza di 1 KHz ed una potenza massima di uscita di 30 Kv</ per preparare l’esempio semi-fuso A^ avente la fase solida e la fase liquida coesistenti. In questo caso la proporzione della fase solida è fissata in un intervallo dal 40 per cento (compreso) al 60 per cento (compreso).

Successivamente l'esempio semi-fuso 5 è stato collocato nella camera 6 e fatto passare attraverso l'attacco di colata 7 e caricato nella cavità 4, mentre veniva pressurizzato nelle condizioni di della temperatura di fusione di 595°C, di una velocità di spostamento del pistone di pressurizzazione 9 di 0,2 ra/sec ed una temperatura dello stampo di 250°C. E' stata applicata una forza di pressurizzazione al materiale in lega di alluminio semi-fuso 5 caricato nella cavità 4 mediante il mantenimento del pistone di pressurizzazione 9 nella fase terminale della corsa ed il materiale in lega di alluminio semi-fuso 5 è stato solidificato sotto pressurizzazione per fornire una colata di fusione A^ di lega di alluminio.

Sono state anche prodotte cinque colate di fusione di leghe di alluminio da A2 ad A7 nel procedimento di fusione nelle stesse condizioni come quelle descritte prima con la differenza che la temperatura di fusione Tg è stata cambiata.

Ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da A^ ad A7 è stata sottoposta ad un trattamento T6 che comprendeva un riscaldamento per 5 ore a 540<e>C seguito da raffreddamento con acqua ed un riscaldamento per 5 ore a 170°C seguito da raffreddamento con acqua. Da ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da A·^ ad A7 è stato prodotto un pezzo per prove elastiche comprendente una porzione parallela avente un diametro di 4 mm ad una lunghezza di 20 mm ed un pezzo per la prova di impatto JIS No. 3 Charpy e gli stessi sono stati sottoposti alla prova elastica ed alla prova di impatto Charpy.

La Tabella 21 mostra la temperatura di fusione Tg ed i risultati della prova e così via per le colate di fusione di leghe di alluminio da A^ ad A7.

La Fig. 73 mostra una porzione essenziale di una curva di raffreddamento del materiale in lega di alluminio nel corso della produzione della colata di fusione di lega di alluminio A3. La temperatura al punto di inizio nella reazione eutettica è di 552 "C; la temperatura al punto terminale y2 è di 535,8°C; ed il tempo di reazione eutettica z tra il punto y2 ed il punto y^ è di 0,2 secondi. Conseguentemente la velocità di reazione durante la reazione eutettica è di 81<e>C/sec.

La Fig. 74 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica della colata di fusione di lega di alluminio A]_. Si può vedere dalla Fig. 74 che la struttura metallografica della colata di fusione A^ di lega di alluminio è formata da cristalli primari oc-Al di colore tenue e da porzioni di colore nero della struttura eutettica collocate tra i cristalli primari α-Al e che non comprende cristalli di Si (elemento di lega) precipi- -tati nella stessa.

La Fig. 75 è una fotomicrografia che mostra la struttura metallografica della colata di fusione di lega di alluminio A5. Si può vedere dalla Fig. 75 che un grande numero di cristalli primari neri ed angolari di Si è stato precipitato nella struttura eutettica ed i cristalli primari a-Al.

La Fig. 76 è un grafico che illustra la correlazione tra la temperatura di fusione Tg, la velocità di raffreddamento durante la reazione eutettica, l'allungamento a rottura ed il valore di impatto Charpy e presi dalla Tabella 21. Nella Fig. 76 i punti da A-j^ ad A7 corrispondo alle colate di fusione di leghe di alluminio da A^ ad A rispettivamente.

Per le colate di fusione di leghe di alluminio da A^ ad Αη mostrate nella Fig. 76 se la temperatura di fusione Tg per il materiale in lega di alluminio è fissata in un intervallo di T {580°C) ≤ Tg ≤ T (598°C) il materiale in lega di alluminio diventa semi-fuso ed inoltre la proporzione di fase solida nel materiale in lega di alluminio semi-fuso è relativamente diminuita, cioè la quantità della fase liquida è aumentata.

Come risultato nella reazione eutettica del materiale in lega di alluminio semi-fuso la fase liquida di quantità relativamente grande ha un calore latente relativamente grande e di conseguenza la velocità di raffreddamento per la fase liquida viene ridotta. Pertanto è possibile evitare la precipitazione dei cristalli primari di Si.

Conseguentemente ciascuna delle colate di fusione di leghe di alluminio da A^ ad A ha elevata duttilità ed elevata tenacità in confronto alle colate di fusione di leghe di alluminio da A3⁄4 ad A7 e quindi a quelle prodotte con la temperatura di fusione Tg fissata ad un livello inferiore rispetto a T7 ed aventi i cristalli primari di Si precipitati all'interno. .

Il materiale in lega in ciascuna delle forme di realizzazione non è limitato al materiale in lega di alluminio.

Claims

Rivendicazioni 1. Materiale in lega per tissofusione, caratterizzato dal fatto che in una termografia di analisi termica differenziale il valore di picco di una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico è più grande rispetto al valore di picco E2 di una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico.
2. Materiale in lega per tissofusione secondo la rivendicazione 1 caratterizzato dal fatto che in detta termografia di analisi termica differenziale un segmento di linea di discesa di detta prima sezione endotermica di angolo ed un segmento di linea di crescita di detta seconda sezione endotermica di angolo sono uniti l'uno con l'altro in un'area di endotermo -superiore rispetto alla linea di base che unisce iln punto iniziale della crescita di detta prima sezione endotermica di angolo ed il punto terminale della discesa di detta seconda sezione endotermica di angolo.
3. Materiale in lega per tissofusione secondo la rivendicazione 1 o 2 caratterizzato dal fatto che in detta termografia di analisi termica differenziale un gradiente di detto segmento di linea crescente di detta seconda sezione endotermica di angolo è con pendenza più dolce rispetto al gradiente di detto segmento di linea di discesa di detta seconda sezione endotermica di angolo.
4. Materiale in lega per tissofusione, caratterizzato dal fatto che in una termografia di analisi termica differenziale il rapporto E1/E2 di un valore di picco di una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico che fonde ad un valore di picco E2 di una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico è nell'intervallo di 1 < E]_/E2 < 2,5 e la differenza T2 - tra la temperatura al punto di partenza della crescita nella prima sezione endotermica di angolo e la temperatura T2 al punto terminale di discesa nella seconda sezione endotermica di angolo è nell'intervallo 10"C < T2 - < 120“C.
5. Materiale in lega per tissofusione, caratterizzato dal fatto che in una termografia di analisi termica differenziale viene stabilita una correlazione di E]_ > E2 tra un valore di picco E·^ di una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed un valore di picco E2 di una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico; e quando una linea dritta della temperatura che unisce il picco di detta prima sezione endotermica di angolo e il valore di temperatura di detto picco sull'asse della temperatura di riscaldamento interseca la linea di base che unisce il punto iniziale della crescita in detta prima sezione endotermica di angolo ed il punto terminale di discesa in detta seconda sezione endotermica di angolo e quando una linea di divisione che biseca il segmento di detta linea dritta della temperatura che giace tra detto picco e la prima intersezione di detta linea dritta della temperatura con detta linea di base interseca il segmento della linea di crescita di detta prima sezione endotermica di angolo che giace tra detto punto iniziale della crescita e detto picco, viene a ~ stabilirsi la correlazione ATb/ATa ≤ 0,68 tra ATa (= T4 -T^) e ATb (= T3 - T-j,)/ in cui rappresenta la temperatura in detto punto iniziale della crescita, T3 rappresenta la temperatura alla seconda intersezione tra detto segmento della linea di crescita e detta linea di divisione e T4 rappresenta la temperatura del picco.
6. Materiale in lega per tissofusione secondo la rivendicazione 5 caratterizzato dal fatto che viene stabilita una correlazione di Sm/St ≤ 0,365 tra (1) un'area St di una regione circondata da detta linea di base, una prima linea dritta di temperatura corrispondente a detta linea di temperatura e detto segmento di linea di crescita e (2) un'area Sm di una regione circondata da detta linea di base, una seconda linea dritta di temperatura che unisce detta seconda intersezione ed il valore di temperatura di detta seconda intersezione su detto asse della temperatura di riscaldamento ed una porzione di detto segmento di linea di crescita che giace tra detto punto iniziale della crescita e detta seconda intersezione.
7. Materiale in lega per tissofusione caratterizzato dal fatto che in una termografia di analisi termica differenziale viene stabilita una correlazione > E2 tra un valore di picco E]_ di una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed un valore di picco E2 di una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico; e viene stabilita una correlazione Sm/St ≤ 0,365 tra (1) un'area St di una regione circondata da (i) una linea di base che unisce il punto iniziale di crescita di detta prima sezione endotermica di angolo ed un punto terminale della discesa in detta seconda sezione endotermica di angolo, (ii) una prima linea dritta di temperature che unisce il picco di detta prima sezione endotermica di angolo ed un valore di temperature di detto picco sull'asse della temperatura di riscaldamento e da (iii) un segmento di linea di crescita di detta prima sezione endotermica di angolo che giace tra detto punto di inizio di crescita e (2) un’area Sm di una regione circondata da (i) una seconda linea dritta di temperatura che unisce (a) una seconda intersezione di detto segmento di linea di crescita con una linea di divisione che biseca detta prima linea dritta di temperatura che giace tra una prima intersezione di detta prima linea dritta di temperatura con detta linea di base e detto picco e che interseca detto segmento di linea di crescita e (b) il valore di temperatura di detta seconda intersezione su detto asse della temperatura di riscaldamento, (ii) una porzione di detto segmento della linea di crescita che giace tra detto punto iniziale di crescita di detto segmento di linea di crescita e detta seconda intersezione e (iii) detta linea di base.
8. Materiale in lega per tissofusione caratterizzato dal fatto che in una termografia di analisi termica differenziale esiste una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico e caratterizzato dal fatto che la differenza T5 - T4 tra la temperatura di picco T4 della prima sezione endotermica di angolo e la temperatura di picco T5 della seconda sezione endotermica di angolo è nell'intervallo 20<e>C ≤ T5 - T4 ≤ 80<e>C.
9. Materiale in lega per tissofusione caratterizzato dal fatto che in una termografia di analisi termica differenziale esiste una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto al punto eutettico, detta seconda sezione endotermica di angolo avendo una porzione di pendenza tra il picco di detta seconda sezione endotermica di angolo ed il punto terminale di discesa in detta seconda sezione endotermica di angolo, detta porzione di pendenza scende gradualmente in modo da estendersi lungo la linea dritta che unisce il punto iniziale della crescita in detta prima sezione endotermica di angolo ed il punto terminale di discesa in detta seconda sezione endotermica di angolo; ed una proporzione Rt (Td/Tc x 100) di un intervallo di temperatura Td tra i picchi di detta prima sezione endotermica di angolo e di detta seconda sezione endotermica di angolo è in un intervallo di Rt ≥ 69 per cento in un intervallo di temperatura Tc di coesistenza della fase solida e della fase liquida tra detto punto iniziale di crescita in detta prima sezione endotermica di angolo e detto punto terminale di discesa in detta seconda sezione endotermica di angolo.
10. Procedimento per la preparazione di un materiale in lega semi-fuso per tissofusione avente coesistenti una fase solida ed un fase liquida comprendente le fasi di riscaldamento del materiale in lega in cui una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto a quello dell'eutettico esistono in una termografia di analisi termica differenziale, ad una temperatura di fusione che giace tra il punto terminale di discesa nella prima sezione endotermica di angolo ed il picco della seconda sezione endotermica di angolo, caratterizzato dal fatto che il rapporto α/β tra le seguenti due velocità medie di crescita della temperatura a e β è fissato in un intervallo di α/β > 1: (1) la velocità di crescita della temperatura media a per il materiale in lega tra il punto iniziale di crescita nella prima sezione endotermica di angolo ed il punto terminale di discesa e (2) la velocità di crescita della temperatura media β per il materiale in lega tra il punto terminale di discesa e la temperatura di fusione.
11. Procedimento di tissofusione che utilizza un materiale in lega nel quale in una termografia di analisi termica differenziale coesistono una prima sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un eutettico ed una seconda sezione endotermica di angolo generata dalla fusione di un segmento avente un punto di fusione superiore rispetto a quello dell'eutettico caratterizzato dal fatto che la temperatura Tg di fusione del materiale in lega è fissata in un intervallo di T7 ≤ Tg ≤ T5 in cui T7 rappresenta la temperatura al punto terminale di discesa in detta prima sezione endotermica di angolo e T5 rappresenta la temperatura di picco di detta seconda sezione endotermica di angolo.