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Documento PDF - AMS Tesi di Dottorato

1. Grafici di Correlazione Densit di noduli 1 mm 400 350 aA 300 R 0 8098 D 250 200 a 5 150 A 100 50 0 T T T il 0 50 100 150 200 Dati Misurati Area media noduli um 6000 pn 5000 4000 3 amp 3000 4 amp 2000 1000 0 T 7 7 0 1000 2000 3000 4000 5000 Dati Misurati Perlite R 0 7647 50 5 40 gt v 30 A 20 10 0 0 80 Dati Misurati Figura 4 24 Grafici di correlazione fra dati dei principali parametri microstrutturali previsti e misurati su tutti i profili studiati 148 Osservando i grafici di correlazione fig 4 24 fra i dati misurati e previsti in tutti i profili studiati per le propriet microstrutturali di maggior interesse si notano indici di correlazione R compresi fra 0 81 and 0 76 Questi valori di indici di correlazione risultano sufficienti per la validazione di uno strumento previsionale in grado di effettuare una stima delle caratteristiche microstrutturali di getti in ghisa sferoidali colati in sabbia nell intervallo di spessori del getto studiato 4 3 3 Previsione delle Propriet Meccaniche In parallelo al lavoro presentato il gruppo di ricerca di metallurgia del DIN dell Universit di Bologna ha condotto un lavoro di caratterizzazione meccanica sul materiale derivante dalla stessa attrezzatura sperimentale di colata Queste attivit hanno portato a
2. Nucleazione omogenea Per quanto riguarda la nucleazione omogenea in presenza di un sottoraffreddamento AT rispetto alla curva delle temperatura di liquidus T possibile effettuare delle valutazioni in base alla formulazione dell Energia libera di Gibbs AG applicata ad un germe di nucleazione di semplice geometria sferica 1 24 Come illustrato in fig 2 3 AG pu essere espressa come somma dei contributi dell energia AG richiesta per la creazione della superficie del nucleo e quella AG fornita dalla solidificazione del volume del nucleo Arr 13 2 13 AG AG AG oA Ag V o4nr Ag dove o l energia di interfaccia solido liquido AeV sono superficie e volume del nucleo 25 Ag pAs AT 14 la differenza di energia libera per unit di volume dipendente da AT e dall entropia specifica di fusione della lega Asy Derivando e ponendo uguale a 0 leq 13 in funzione del raggio si ottiene il raggio critico r minimo necessario per ottenere un germe di nucleazione stabile per un dato sottoraffreddamento AT 20 p 15 pAs AT 15 4 x 105 ee Volume term 4 a Area term 2x105 AG R z 0 v oQ 8 FB 2x 197 4 x 105 N 0 1x 10 2x10 3x10 4x10 5x10 6x10 R ml Figura 2 3 Diagramma dell Energia libera di Gibbs AG R di un particella solida sferica in funzione del suo raggio per un sottoraffreddamento fisso AT 5K AG espressa come somma dei contributi
3. possibile dedurre le temperature notevoli alle quali avvengono le principali trasformazioni 82 microstrutturali che interessano la specifica lega Infatti tramite l individuazione di punti di massimo minimo e di flesso della derivata prima della temperatura fig 3 3 si ricavano temperature notevoli della specifica lega di composizione data fig 3 2 A B t Figura 3 2 Diagramma di fase binario e curva di raffreddamento teorica Le temperature notevoli individuate tramite questo strumento di analisi termica sono Temperatura di liquidus Si intende la temperatura per la quale si ha un primo cambio di pendenza della curva dovuta alla formazione di fasi primarie austenite o grafite primarie nel caso della ghisa Temperature di eutettico Sono le temperature caratteristiche del fenomeno di solidificazione della fase eutettica la quale avviene a temperatura circa costante a causa dell ingente rilascio di calore latente Si possono comunque individuare tre temperature leggermente differenti in funzione dei differenti fenomeni di recalescenza Te iniziale Te minima Te massima Temperatura di solidus Si intende la temperatura per la quale si ha la solidificazione dell ultima frazione liquida solitamente di composizione molto 83 differente da quella nominale poich interessata da fenomeni di segregazione Questa temperatura non trova un riscontro in un diagramma di fase teorico nel quale nel caso di eutettici la
4. stato ottenuto mettendo a battuta la parte cilindrica di diametro 36mm della sonda con una superficie di riferimento ottenuta nei tasselli in sabbia c d Figura 4 3 Tasselli in sabbia per il posizionamento delle termocoppie rivestite nell attrezzatura di colata a b Tasselli di diverso formato per il posizionamento a diverse profondit rispetto al piano di sformo c Dettaglio sulla superficie di appoggio per il riferimento della sonda d Schema del posizionamento di tasselli e sonde di acquisizione termica nell attrezzatura di colata 122 Le termocoppie sono state connesse tramite cavi compensati ad un strumento di acquisizione del segnale AGILENT 34970 Data Acquisition Data Logger Switch Unit a sua volta connesso ad un calcolatore portatile per la registrazione dei dati fig 4 5 L analisi termica delle curve di raffreddamento ottenute stata effettuata post processo secondo le metodologie illustrate nei capitoli 3 2 3 e 3 2 4 implementando in fogli di calcolo Excel metodi numerici di pulizia del segnale di temperatura e di calcolo ed analisi della sua derivata nel tempo Termocoppie Acquisitore Calcolatore Figura 4 4 Catena di acquisizione delle temperature composta da termocoppie rivestite cavi compensati per il trasporto del segnale all esterno dello stampo acquisitore AGILENT 34970 e calcolatore portatile La misurazione diretta delle temperature all interno del getto ha permesso La def
5. 108 m Figura 1 6 Scale di grandezza considerate nella modellazione dei fenomeni di solidificazione delle leghe e di formazione delle microstrutture Nel corso degli anni si sono effettuati diversi lavori di definizione e validazione di questi modelli numerici di calcolo microstrutturale prevalentemente su piccole quantit di lega in un ambito accademico mediante campagne sperimentali che hanno consentito di definire alcune delle costanti empiriche che compaiono nelle formulazioni che verranno presentate dettagliatamente in seguito Risultano invece ancora poco indagate le applicazioni di questi modelli nell ambito industriale dei processi di colata delle ghise dove la variabilit delle condizioni di processo legata ad un elevato numero di fattori come ad esempio le differenti modalit di inoculazione la dimensione e la variabilit degli spessori del getto ed altre condizioni che influenzano le modalit di solidificazione della lega raffreddatori passivi o attivi Tra le ragioni per le quali questo ambito risulta ancora poco indagato si individuano in modo particolare nel caso di getti di grandi dimensioni un aumento dei costi di sperimentazione in funzione delle dimensioni dei getti ed evidenti difficolt operative nella misurazione diretta dei parametri di processo dovute ad esempio alla 11 problematiche connesse con una esposizione prolungata ad alte temperature di strumenti di misura delle temperature In ques
6. Cubo 180 mm Ferrite T Velocita di raffr in solidificazione t Numero di noduli T cuore Figura 4 17 Immagini al microscopio ottico rappresentative delle microstrutture di ghisa sferoidale di matrice ferritico perlitica nei cubi di lato 60 100 180mm Influenza delle velocita di raffreddamento nelle diverse fasi del processo sul contenuto finale di Ferrite Perlite Analizzando nel particolare la figura 4 17 si possono individuare andamenti delle microstrutture coerenti con i fenomeni metallurgici la cui modellazione stata ampliamente affrontata nel capitolo 2 4 Le parti esterne fig 4b mostrano noduli di grafite caratterizzati da alta densit e minori dimensioni a causa delle alte velocit di solidificazione imposte dalle pareti dello stampo Da quanto emerso nel capitolo 3 3 a parit di altre condizioni questa configurazione favorisce la formazione di ferrite nel suo meccanismo di crescita regolato dalla diffusione del carbonio in un guscio austenitico che in questo caso di piccole dimensioni Prendendo in considerazione separatamente ogni cubo all interno di esso si avr quindi un gradiente di microstrutture fra centro e pelle dipendente principalmente dai fenomeni avvenuti durante la solidificazione nella quale si assiste ad una forte stratificazione delle velocit di raffreddamento e in parte minore dalle velocit di raffreddamento in fase solida le quali tendono ad uniformarsi in ogni cubo a causa del progres
7. Figura 5 9 Schema di estrazione del materiale di caratterizzazione per analisi metallografica prova di trazione prova di resilienza Denominazione x y z identificativa della posizione del punto misurato x attrezzatura y fetta z sezione verticale 164 c Figura 5 10 Materiale di caratterizzazione per analisi metallografiche prove di trazione prove di resilienza a Fette da attrezzatura 1 di riferimento b fette da attrezzatura 2 a raffreddamento attivo c divisione fette da attrezzatura 1 in settori verticali d divisione fette da attrezzatura 2 in settori verticali In primo luogo stato necessario individuare i punti pi rappresentativi per l indagine cio quelli che evidenziassero un maggior gradiente di caratteristiche microstrutturali Si quindi deciso di estrarre materiale per la caratterizzazione microstrutturale e meccanica in una matrice di punti distribuita sia in orizzontale distanza dal sistema di raffreddamento sia in direzione verticale 165 zone massive centrali o zone periferiche inferiori e superiori In figura 5 9 riportato lo schema secondo il quale sono stati estratti e denominati i campioni di caratterizzazione Come visibile in figura 5 10 a e b si sono tagliate tre fette di materiale da ognuno dei due getti quello di riferimento identificato con il numero 1 quello a raffreddamento attivo con il 2 Ogni fetta stata a sua volta tagliata in tre settori verticali identificati
8. Presentano il pi delle volte legami di tipo ionico ed esibiscono alcune propriet tipiche degli ossidi ionici trasparenza alta resistivit elettrica bassa conduttivit termica in aggiunta all alta refrattarieta all inerzia chimica alla durezza e alla fragilit che caratterizzano i materiali ceramici Fra gli ossidi ceramici di particolare interesse industriale si rivelano MgO A1203 BeO ZrOz ThO2 Le propriet dei manufatti da essi ottenibili dipendono per in larga misura dal grado di purezza del materiale di partenza e dalla microstruttura del prodotto finito La tabella 3 1 riporta temperatura di fusione e quella massima di esercizio di questi ossidi Tabella 3 1 Temperatura di fusione di ossidi ceramici puri e temperatura massima di esercizio dei relativi sinterizzati ad elevato grado di purezza 99 5 Temperatura di Temperatura di Materiale i ni fusione C esercizio C Al203 2050 1850 BeO 2575 2000 ZrO2 2700 2400 2500 ThO2 3300 2650 La conduttivit termica fig 3 9 di questi ossidi inferiore a quella dei metalli e di alcuni materiali ceramici a base di carburi ad eccezione 96 dell ossido di berillio per il quale tale grandezza dell ordine di quella dell alluminio e diminuisce notevolmente al crescere della temperatura Si riporta un prospetto sintetico delle principali caratteristiche di questi materiali refrattari a base di ossidi Refrattari a base di ossid
9. della bagnabilit del substrato della particella si ha una diminuzione dell energia necessaria alla nucleazione Di conseguenza la nucleazione in queste condizioni resa possibile anche per valori modesti di sottoraffreddamento Nel campo della fonderia il controllo e la promozione del fenomeno di nucleazione eterogenea si ottiene principalmente attraverso la pratica dell inoculazione che consiste nell aggiunta di particelle esogene al bagno della lega non wetting conditions Q 0 30 60 90 120 150 180 op Figura 2 4 Schema esplicativo dell andamento del fattore f 0 in funzione dell angolo 6 di bagnabilita In caso di particelle ad alta bagnabilit 0 bassi l energia necessaria per la nucleazione eterogenea AG r risulta molto inferiore rispetto a quella necessaria per una nucleazione omogenea I modelli che descrivono l andamento della nucleazione eterogenea considerano come principali variabili la temperatura ed il potere nucleante della specifica particella I nuclei saranno considerati come 28 generiche particelle solide dell ordine di grandezza dei micron che fungono da substrato per la crescita dei grani senza specificare necessariamente la loro origine Si possono individuare due categorie di modelli di nucleazione eterogenea Modelli Continui e Modelli Istantanei Entrambi i modelli risultano semiempirici dipendendo fortemente anche da costanti definite in funzione dei parametri di processo Modelli d
10. fondamentale per introdurre nel bilancio energetico il contributo dei fenomeni associati alla solidificazione Questi fenomeni descritti sul continuo mediante equazioni differenziali vengono modellati all interno di software di simulazione attraverso i diversi metodi matematici noti per la loro soluzione su un dominio di calcolo suddiviso in elementi o volumi macroscopici di dimensioni finite Condizione necessaria per ottenere risultati affidabili con questi modelli era la definizione delle propriet termo fisiche della lega entalpia calore specifico densit conduttivit durante tutta la fase del raffreddamento ottenute tramite campagne di caratterizzazione sperimentale Nel tempo per la stima di queste propriet sono entrati in gioco anche modelli di calcolo CALPHAD delle propriet termo fisiche della lega in funzione della composizione chimica della stessa Con l avvento dei modelli di previsione microstrutturale stato fatto un passo avanti sostanziale nella modellazione dei fenomeni di solidificazione Con questi modelli si ha il passaggio ad una descrizione del fenomeno in scala microscopica mediante il calcolo locale della 13 nucleazione ed accrescimento delle diverse fasi della lega L accoppiamento di questi modelli con quelli precedenti che descrivevano la solidificazione in scala macroscopica ha permesso non solo di ottenere uno strumento per la previsione della microstruttura delle varie parti del getto ma a
11. 100 90 80 a 70 g 60 AGLA AAA pig ii pica titani pe S A Pg dr semo A x 40 gt 30 20 10 0 0 20 40 60 80 100 120 140 Distanza dal centro mm Cubo 6 lato 180mm Perlite e misurato A Previsto 100 90 80 70 g 60 g 50 x san oS PFTS 4 d 20 s k 4 10 0 20 40 60 80 100 120 140 Distanza dal centro mm Figura 4 21 Confronto fra parametri microstrutturali simulati e misurati lungo il profilo diagonale dal centro ad un vertice inferiore del cubo 6 di lato 180mm 145 Cubo 3 lato 100 Noduli permm stu 350 A 300 gt A 250 A E 200 gt 3 150 100 i agli of Mes 50 A am 4 i MAD A GALA OS 0 T T T T A 0 10 20 30 40 50 60 70 80 Distanza dal centro mm Misurato aa Cubo 3 lato 100 Area noduli elas 3000 Aik iih ih Aiii lina VN 2500 i A tesy ag A 1500 _ __ a 1000 m e se e 2000 e um 500 A 0 10 20 30 40 50 60 70 80 Distanza dal centro mm Misurato A Simulato Cubo 3 lato 100 Ferrite 100 90 80 70 60 50 AAA MI paia RAG eS A a ow 40 729 30 20 10 Bs l l i 0 10 20 30 40 50 60 70 80 Distanza dal centro mm ferrite misurato A Simulato Cubo 3 lato 100 Perlite 100 90 80 70 60 50 40 4 Ad 30 ______ oe 20 10 perlite 0 10 20 30 40 50 60 7
12. 1270 1260 1250 1240 1230 1220 1210 1200 1190 1180 1170 4 1160 1150 1140 1130 1120 1110 1100 1090 1080 1070 1060 1050 4 T1 Investment Casting Singola T2 Investment Casting Doppia T3 Investment Casting Doppia T4 Allumina Td2mm T5 Allumina Tdimm Figura 3 15 Curve di raffreddamento relative ai dati acquisiti da diverse tipologie di sonde durante collaudo in getto di grande spessore Dettaglio sulla solidificazione Al contrario i rivestimenti in allumina testati in questa esperienza presentano in generale una protezione piu affidabile giungendo a fine misurazione ma risultano molto meno accurate In generale sembrano misurare temperature di circa 30 C pi basse di quelle reali e molto meno dettagliate senza permettere la distinzione di sottoraffreddamenti n di veri e propri piani eutettici Occorre puntualizzare che le sonde in allumina utilizzate erano ancora a un livello iniziale di sviluppo e ricorrevano ancora alla soluzione con intercapedine fra rivestimento e termocoppia La misura risulta non affidabile in quanto la termocoppia non essendo fissata tende a perdere il contatto con la parete interna del rivestimento di allumina registrando di fatto la temperatura dell aria all interno del tubo Proprio queste considerazioni hanno portato alla soluzione di formatura che prevede l impiego di materiale colabile per riempire la parte in
13. a dinamiche di riempimento della forma temperatura del fluido b Dinamiche di solidificazione del getto frazione di solido 61 Il primo passo nella modellazione del processo la definizione della geometria del sistema di colata I principali software di simulazione di colata prevedono la possibilit di importare la geometria del getto da programmi CAD3D ma sono anche dotati di strumenti di disegno per la modifica delle geometrie Dopo la definizione della geometria relativa a tutti i componenti dell attrezzatura di colata si effettua la fase di discretizzazione quella che in gergo si definisce creazione della mesh La discretizzazione di un oggetto 3D da analizzare consiste nella suddivisione del volume in elementi geometrici contigui che approssimano la geometria stessa Attraverso la discretizzazione si rende possibile un processo di trasformazione di modelli matematici ed equazioni continue nelle controparti discrete Il modello matematico di un qualsiasi problema ingegneristico comporta il calcolo all interno di un determinato dominio dell andamento di una funzione di interesse generalmente a pi variabili che soddisfi un equazione differenziale alle derivate parziali I metodi di analisi come ad esempio il FEM permettono di determinare soluzioni approssimate alle equazioni differenziali in un dominio qualsiasi calcolando una funzione discreta cio per la quale vengono forniti i valori solamente in determinati punt
14. questi algoritmi permettono di calcolare una media pesata delle propriet termo fisiche della lega p H c L ecc in funzione della temperatura Questi modelli permettono di valutare sia il fenomeno di micro segregazione che quello di macrosegregazione Infatti in caso di calcolo accoppiato con i modelli MT su un dominio costituito da volumi aperti all equazione di trasporto delle specie chimiche forniscono i dati necessari per risolvere l eq 4 anche in funzione della composizione chimica locale della lega la quale soprattutto nel liquido cambia sensibilmente arricchendosi o impoverendosi di elementi durante tutto il processo di solidificazione Inoltre se nel modello MT eq 4 si aggiunge anche il termine relativo alla conservazione della quantit di moto possibile anche valutare gli effetti dei fenomeni convettivi sulla macrosegregazione Come si vedr pi avanti le equazioni di diffusione delle specie chimiche governano i fenomeni di accrescimento delle microstrutture risultando quindi indispensabili per una corretta applicazione di molti modelli di previsione micro strutturale Il principale limite di questi modelli deriva dal fatto che non entrano nel dettaglio dei fenomeni cinetici di formazione delle diverse fasi quali nucleazione ed accrescimento che regolano la solidificazione della lega in funzione delle velocit di raffreddamento locali della stessa In definitiva pur fornendo informazioni quantitative sulle
15. sottolineare che uno dei maggiori fattori di criticit nella simulazione di processi fusori insito nella variabilit delle propriet reali delle leghe impiegate nei diversi stabilimenti produttivi ed addirittura all interno dello stesso stabilimento per diversi lotti di produzione Questa variabilit dovuta principalmente alla difficolt di mantenere un alto grado di controllo e di stabilit su parametri come composizione chimica e modalit di trattamento che hanno una grande influenza sulle modalit di solidificazione della lega Anche in questo caso per ottenere risultati accurati pu risultare determinante effettuare attivit mirate di caratterizzazione delle specifiche leghe impiegate nel relativo processo industriale Nel tempo per la stima delle propriet della lega si sono implementati nei codici commerciali anche modelli di calcolo CALPHAD delle propriet termo fisiche della lega in funzione della composizione chimica della stessa In particolare nel contesto di ghise sferoidali si citano il modulo per leghe ferrose Panlron di CompuTherm 112 implementato nel codice commerciale ProCast ed il modulo Magmalron 120 implementato nel codice commerciale Magma In tabella 2 2 si riporta un prospetto delle caratteristiche principali e dei limiti di applicazione del modulo PanIron di CompuTherm Nella definizione ed impiego dei diagrammi di fase il software pu avvalersi di alcune delle metodologie gi presentate nel cap
16. sperimentali che sono valide per lo specifico processo di colata in un dato intervallo di di parametri di processo quali composizione chimica e modalita di trattata mento della lega modalita di solidificazione e raffreddamento a loro volta influenzate dai diversi moduli termici I parametri finali ottenuti sono stati ritenuti quelli pi idonei per fornire una stima delle microstrutture attendibile in tutte le parti del getto per il processo preso in considerazione Risulta evidente come agli estremi dell intervallo di variabilit del parametro di processo studiato si ottengano le maggiori discrepanze fra dati previsti e misurati come ad esempio per la percentuale di ferrite e perlite nei moduli termici di piccole dimensioni o per le caratteristiche dei noduli di grafite nei moduli termici maggiori 144 Misurato Cubo 6 lato 180mm Noduli per Mmm previsto 400 350 300 250 amp gt 200 4 3 150 33 100 z A 50 oo pe all TTT Danas o gt di 0 20 40 60 80 100 120 140 Distanza dal centro mm Misurato Cubo 6 lato 180mm Area noduli I a 7000 6000 AAA IA AA AA Aih p A 5000 4 Ae e My n 4000 Pad E 00 0 LI 3000 ge o ge 2000 gt do CA 1000 amp 0 mr 0 20 40 60 80 100 120 140 Distanza dal centro mm Cubo 6 lato 180mm Ferrite pe ing
17. trasparente le quali vengono in seguito inserite intorno ad ogni tubo e poste a battuta sulla superficie superiore della staffa In fig 3 12 sono visibili anche le parti superiori degli stampi in plastica per il riferimento tubi in materiale plastico grigio scuro 104 Figura 3 12 Trattamento di essiccazione in forno ventilato delle sonde in materiale a base di allumina Effettuato il posizionamento delle diverse parti sul supporto si effettua il riempimento con materiale ceramico colabile sia dei tubi in allumina che degli stampi in plastica per il riferimento Dopo la solidificazione i rivestimenti vengono essiccati ulteriormente in forno ventilato a 50 C per 48 ore Si sono prodotti principalmente due formati di sonde in allumina di questa tipologia rispettivamente di diametro 9 e 12 mm In realt soprattutto in fase di collaudo sono state realizzate e provate sonde in allumina anche di dimensioni maggiori fino a diametri di 30mm 3 2 4 3 Collaudo In seguito si fa riferimento ad una esperienze di collaudo delle sonde ottenute nella quale si sono messe a confronto diverse tipologie di rivestimento Durante le attivit sono state effettuati molti altri test ma si riporta questo in quanto risulta uno dei pi rappresentativi delle diverse tipologie di sonde realizzate Si scelto infatti di misurare le temperature durante il raffreddamento di una lega di ghisa sferoidale colata in un semplice bacino a forma di 105 p
18. Eur Esa pas 675 faor fos fers 75 A E 2 62 34 EC EZIO ES foi fesz 2391 SE CAE 13 Eara 16 16 18 o 23 eo Per quanto riguarda la forma dei noduli grafitici osservando i dati di tab 5 2 la forma maggiormente riscontrata la V seguita dalla VI Sempre secondo le ISO 945 1 queste due categorie sono considerate caratteristiche di ghise sferoidali Nel getto 2 si riscontra un piccolo aumento della percentuale di noduli di forma V leggermente pi deformata rispetto alla forma sferica ma comunque all interno delle categorie relative alla ghisa sferoidale Questo fatto probabilmente 171 imputabile a fenomeni di evanescenza del magnesio intercorsi fra la prima e la seconda colata La composizione della matrice metallica uno dei parametri microstrutturali di maggiore interesse nel presente lavoro Il contenuto di perlite deve rimanere basso se si vuole rimanere entro i limiti di propriet meccaniche richieste solitamente per questi materiali Come visto nel cap 2 4 un eccessivo aumento delle velocit di raffreddamento all eutettoide porta a trasformazioni metastabili con l aumento della formazione di perlite Tuttavia se si osservano i dati medi relativi al contenuto di perlite in tab 5 2 si nota che l impiego di raffreddamento attivo non ha portato ad un aumento generale della perlite anzi se ne osserva una leggerissima diminuzione Questo fatto pu essere imputabile anche ad un certo f
19. Sweden 106 E R Weibel Stereological Methods vol 1 Practical Methods for Biological Morphometry Academic Press Inc London 1979 107 E R Weibel Stereological methods vol 2 Theoretical foundation Academic Press Inc London 1980 ISBN 0 12 742202 1 108 J Rys Stereology of materials Fotobit Cracow 1995 109 L Wojnar Acta Stereologica 1986 vol 5 2 p 319 110 K Wiencek J Rys Materialas Engineering 1998 No 3 p 396 111 E Fras M G rny Eutectic cell and nodule count as the quality factors of cast iron Archives of Foundry Engineering Vol 8 3 2008 pp 53 58 112 CompuTherm Manual Information on the Thermodynamic Database for Iron Based Alloys PanIron 5 0 Madison WI U S A www computherm com 113 ProCast User Manual Microstructures pp 571 579 2010 www esi group com 114 Calibration trends amp recommendation 2009 www esi group com 115 ASTM E883 11 Standard Guide for Reflected Light Photomicrography 116 M Hafiz Mechanical properties of SG iron with different matrix structure Journal of Materials Science 36 2001 1293 1300 117 C F Yeung H Zhao W B Lee The Morphology of Solidification of Thin Section Ductile Iron Castings Materials Characterization 40 201 208 1998 118 P Donelan Modelling microstructural and mechanical properties of ferritic ductile cast iron Materials Science and Technology Vol 16 pp 261 269 119 T Sjoegren I L Svensson Modelling the effect of g
20. andamento della frazione di solido 2 3 1 Modelli basati su Criteria Functions Molti dei primi modelli definiti da Stefanescu 7 Criteria Function Models si basavano direttamente su semplici relazioni empiriche con parametri di processo tempo solidificazione sottoraffreddamento etc dedotte da osservazioni sperimentali Questi parametri possono essere valutati indipendentemente tramite un codice MT e successivamente impiegati per la previsione microstrutturale effettuando di fatto un calcolo disaccoppiato In questo caso le valutazioni riguardanti i fenomeni cinetici possono essere utili solo per desumere delle propriet microstrutturali finali ma non possono a loro volta entrare nella formulazione generale del 20 codice MT fornendo informazioni pi dettagliate sull andamento della solidificazione In tabella 2 1 si riportano alcuni dei criteri funzionali impiegati nella previsione delle microstrutture Tabella 2 1 Criteri funzionali per la definizione di alcuni parametri microstrutturali G gradiente termico nel liquido c c costanti sperimentali T velocit di raffreddamento tf tempo di solidificazione 54 Parametro microstrutturale Criterio Transizione fra microstrutture colonnari ed equiassiche Distanza fra dendriti primarie 4 Distanza fra dendriti secondarie A Az C2 t13 Transizione Ghisa Bianca Grigia Queste metodologie hanno come principale vantaggio la velocit di calcolo a scapito per dell ac
21. bilancio 42 si ottiene la velocit di accrescimento della grafite V l Ka du Py lu per y GG 44 7 dt Ypg Parly ty 1 69 Con la stessa procedura partendo dal bilancio di massa del carbonio alle interfacce del guscio austenitico e conoscendo la C r si ricava la velocit di accrescimento dell austenite V O g dr 1g Cy Pa Sp 45 Y dt rly ia GE m e Rappaz e Thevoz 1 55 propongono una formulazione pi completa della V dij p _ CE P P37 VT de Y I 9 dt r t F Tg Ci Cy 1 Cy 45 p dC 1 r r In questa formulazione sono presenti diversi contributi che determinano la crescita del grano 48 La diffusione del carbonio attraverso il guscio austenitico verso il nucleo di grafite linea 1 termine 1 in parentesi L espansione del guscio dovuta alla spinta interna della grafite linea 1 termine 2 in parentesi La variazione di soluto nel liquido linea 2 In questo termine appare r inteso come raggio teorico finale del grano derivato dalla divisione del volume di controllo in micro volumi sferici e gi definito in funzione di N secondo la 38 ry 4nN 3 7 3 In 56 Lesoult e Lacaze approfondiscono la modellazione del fenomeno includendo nel calcolo anche il contributo dell austenite non eutettica e Suetal 14 hanno incorporato con successo queste formulazioni all interno dei codici numerici di solidificazione riscrivendo le eq 45 o 46 per ottenere un coefficiente u d
22. calcolo di questo metodo sono molto elevati 15 19 Il Micro Enthalpy Method MEM prevede un accoppiamento parziale dei due modelli imponendo un trasferimento di calore costante durante la solidificazione calcolata a livello micro strutturale dal modello TK Meno accurato del metodo precedente presenta per grandissimi vantaggi dal punto di vista della riduzione dei tempi di calcolo 22 23 Nel caso di ghise sferoidali i modelli microstrutturali implementati nel software ProCast si avvalgono di alcune delle formulazioni semiempiriche presentate nel capitolo 2 3 permettendo il calcolo di alcuni parametri microstrutturali secondo le specifiche equazioni riportate in tabella 2 3 Relativamente ad alcuni dei parametri microstrutturali di maggior interesse in tabella 2 3 si riportano anche gli intervalli entro i quali il codice ProCast consiglia di variare alcune delle costanti sperimentali per adattarle alle caratteristiche dello specifico processo produttivo 113 67 Tabella 2 3 Principali grandezze calcolabili mediante il modulo micro strutturale del software commerciale ProCast Si riportano anche alcune delle denominazioni e degli intervalli consigliati per i valori delle parametri sperimentali impiegati nei modelli semiempirici implementati nel software 113 114 Frazioni PORTAE Dimensione di fasi e di ae E a Parametri P distribuzione Formulazione 5 componenti 6 sperimentali 3 morfol
23. che gli sferoidi nucleano su inclusioni di solfuri e ossidi di circa 1um di diametro Queste inclusioni sono formate da due strati all interno solfuri MgS CaS all esterno ossidi e silicati esagonali La bassa energia all interfaccia fra questi substrati esterni e la grafite favorirebbe il deposito e la crescita della grafite aumentando di fatto il potere nucleante della fase grafitica Inoltre questi strati 45 esterni fungono da separazione con i solfuri all interno i quali senza questa barriera causerebbero una crescita lineare e non sferica della grafite Nonostante queste considerazioni il dibattito sui meccanismi di nucleazione ed accrescimento della grafite risulta ancora aperto Vista la complessit dei meccanismi di nucleazione eutettica per ghise sferoidali gli approcci pi efficaci alla modellazione del fenomeno si sono basati su semplici versioni del modello di Oldfield par 2 3 2 2 N K AT 19 I valori delle costanti empiriche K ed n devono essere valutati attraverso campagne sperimentali mirate risultando rappresentativi non solo della composizione chimica della lega ma anche dei parametri di trattamento del bagno quali composizione e quantit dei diversi inoculanti Il sottoraffreddamento AT inteso rispetto alla Temperatura di Eutettico Stabile In tempi recenti Skaland et Al 52 hanno fornito una quantificazione pi accurata delle leggi di nucleazione che tiene conto dell effetto di evanescen
24. composizione della matrice metallica Si effettua quindi un attacco chimico del campione solitamente al Nital tab 3 3 che permette di evidenziare con colorazioni differenti le diverse fasi della matrice In figura 3 17 si distingue nettamente la fase ferritica chiara misurabile direttamente attraverso la semplice valutazione dell area corrispondente alle zone chiare Poich dopo attacco chimico la colorazione della fase perlitica grigio marrone scuro non nettamente distinguibile da quella della grafite si procede con la misura indiretta della fase perlitica attraverso la sottrazione dall area totale delle frazioni delle fasi misurate foerlite 1 fferrite farafite 61 111 Figura 3 17 Micrografie ad ingrandimento 25x su campioni di ghisa sferoidale ottenuti tramite attrezzatura a moduli termici differenziati a Micrografia dopo lucidatura meccanica misurazione di percentuale di grafite numero di noduli raggio grafitico b Micrografia dopo attacco chimico Nital misurazione di percentuali di fase ferritica e perlitica Inoltre esistono diversi tipi di attacchi chimici ed elettrochimici del campione che permettono la valutazione di molte altre caratteristiche tipiche delle microstrutture di ghise sferoidali come l orientamento dei grani oppure l individuazione di strutture dendritiche di cementite primaria o di altri composti indesiderati In tabella 3 3 si riporta un prospetto schematico di alcune tipologie di atta
25. con numerazione crescente in funzione della distanza dall interno del getto fig 5 10c d Ogni settore verticale di ogni fetta stata dedicato ad un diverso tipo di indagine analisi micro strutturale prova di trazione prova di resilienza Effettuando in ogni fetta diverse prove per diverse posizioni dei settori verticali per ogni tipologia di indagine si sono ottenuti dati relativi a materiale proveniente da zone interne centrali ed esterne Inoltre per quanto riguarda le analisi microstrutturali si sono distinte in ogni sezione verticale tre ulteriori zone a superiore b centrale c inferiore Dopo spianatura e levigatura meccanica con carte abrasive si sono effettuate analisi metallografiche dei campioni per valutare le informazioni relative alla fase grafitica In seguito si effettuato un attacco dei campioni con reattivo chimico Nital2 col fine di valutare le caratteristiche microstrutturali della matrice metallica Si sono ottenuti dati relativi alle seguenti propriet microstrutturali densit e morfologia dei noduli di grafite composizione della matrice metallica Ferrite e Perlite percentuali Per quanto riguarda le caratteristiche del software di simulazione di colata e previsione delle microstrutture impiegato ProCast EsiGroup si rimanda al capitolo 2 5 166 5 2 RISULTATI DELLE MISURAZIONI SPERIMENTALI 5 2 1 Curve di raffreddamento ed analisi termica L andamento delle temperature acquisite in sei
26. di particelle eterogenee sulle quali pu avvenire la nucleazione N il numero di particelle che hanno nucleato entro l istante i esimo u una costante sperimentale Altri modelli continui introducevano alcune funzioni statistiche per tenere conto della distribuzione di differenti dimensioni dei grani all interno dello stesso getto Thevoz 16 introduce una distribuzione Gaussiana di nuclei in funzione del sottoraffreddamento ON N AT ATy IAT V2nAT a 2 AT dove ATy il sottoraffreddamento medio e AT la deviazione standard ed N il numero di particelle eterogenee sulle quali pu 22 avvenire la nucleazione Goettsch e Dantzig 27 propongono una legge quadratica di distribuzione del numero dei grani in funzione della loro dimensione N ay ajr azr 23 Questa relazione permette il calcolo del numero N r di nuclei di un dato raggio r in funzione di N numero di substrati eterogenei e di R nax Rmin raggio massimo e minimo dei grani 3N 5 Rmax Rmin E Rmax g r se Nella maggior parte dei casi modelli di nucleazione continua con uno o N r due parametri aggiustabili in base a tipologia di lega e trattamento come ad esempio quello di Oldfield 25 sono risultati sufficienti per ottenere buoni riscontri con i dati sperimentali Modelli di nucleazione istantanei I modelli di nucleazione istantanei si basano sull ipotesi che tutti i nuclei si generino alla medesima tempe
27. durante l esperienza sperimentale presa a riferimento sono riportate nella tabella 4 2 Tabella 4 2 Misurazioni effettuate tramite quantometro della composizione chimica wt del bagno di ghisa sferoidale nelle diverse fasi di processo dell esperienza di colata di riferimento Pre trattamento al Colata Colata magnesio prima staffa ultima staffa Cc 3 82 3 72 3 78 Si 1 88 2 19 2 21 Mn 0 191 0 197 0 196 P 0 021 0 02 0 025 S 0 002 0 001 0 Ni 0 032 0 031 0 031 Cr 0 057 0 058 0 059 Cu 0 065 0 066 0 064 Mo 0 001 0 002 0 001 Mg 0 001 0 048 0 046 Sn 0 023 0 021 0 022 Ti 0 035 0 035 0 036 Pb 0 007 0 007 0 006 AI 0 016 0 017 0 019 Il contenuto di magnesio non mostra differenze significative fra il riempimento della prima e dell ultima staffa permettendo di affermare che il tempo che intercorreva fra le colate non ha permesso che si verificassero fenomeni significativi di evanescenza del magnesio L acquisizione delle temperature all interno dei getti stata portata avanti fino al destaffaggio degli stessi effettuato dopo circa 35 ore dal riempimento 125 4 1 4 Analisi metallografica L attrezzatura sperimentali a moduli termici differenziati stata concepita per ottenere una diversificazione delle condizioni di raffreddamento della lega nelle diverse parti del getto ed una conseguente diversificazione delle microstrutture ottenibili Le condizioni di raffreddament
28. e le temperature dell intero getto molto pi conduttivo della sabbia esterna subiscono un certo grado di omogeneizzazione In questo caso le temperature misurate in zone periferiche del getto risultano pi rappresentative dell andamento delle temperature dell intero getto 1300 0 3 Temperature 1250 T Eutettico rif 1145 C Trasformazione 0 2 eutettica nel crogiolo Derivata 1200 0 1 1150 2 0 3 1100 e 2 0 1 E 1050 J 1000 Trasformazione ae eutettica nel centro del getto 950 0 3 0 10 20 30 40 50 Tempo minuti Figura 3 8 Temperature e derivata prima nel tempo misurate tramite crogiolo standard posto all interno dello stampo in un processo di colata di ghisa sferoidale Sono visibili due fasi successive di rilascio del calore latente solidificazione nel crogiolo e solidificazione in zona massiva del getto 93 In conclusione questo strumento di misura in zone periferiche del getto risulta utile per un monitoraggio generale delle temperature del processo volto alla validazione di simulazioni termiche e per un analisi delle trasformazioni eutettoidiche che avvengono nel getto in fase solida Tuttavia il suo impiego come strumento di analisi termica presenta grossi limiti in particolare nella valutazione delle temperature notevoli alle quali avvengono i fenomeni di solidificazione all interno del getto 3 2 4 Termocoppie in zone massive del getto Le limitazioni imposte
29. effetto che esse hanno sulla microstruttura finale x In aiuto a queste esigenze ormai ampiamente diffuso l impiego di codici commerciali di simulazione del processo fusorio che effettuano il calcolo delle dinamiche di riempimento della forma e delle modalit di solidificazione della lega Il calcolo viene effettuato mediante l imposizione delle equazioni fondamentali di bilancio dell energia di massa quantit di moto ed su un dominio di calcolo ottenuto dalla suddivisione del volume geometrico relativo al getto ed alle attrezzature di colata stampi anime raffreddatori etc in elementi o volumi macroscopici di dimensioni finite I primi codici effettuavano solamente la modellazione del fenomeno di solidificazione a livello macroscopico mm definendo semplicemente per ogni elemento l andamento della frazione di solido mentre non risultava possibile la modellazione di fenomeni che avvengono a ordini di grandezza minori micro um nano nm quali formazione delle microstrutture e micro segregazione fig 1 6 In questo caso i codici commerciali si avvalgono di ampi database delle propriet termo fisiche dei materiali coinvolti nei principali processi industriali e permettono una previsione affidabile dei principali parametri che influenzano la solidificazione in tutte le parti del getto durante tutto il processo Individuando le ultime zone di solidificazione possibile ottenere una stima delle difettologie del getto quali ri
30. estrazione di profili di materiale per l analisi metallografica N I 4 I Figura 4 8 Schema del profilo scelto per l analisi metallografica del materiale colato di ogni cubo ed il confronto con i dati di previsione numerica delle microstrutture I campioni metallografici sono stati preparati ed analizzati dal personale del laboratorio dell ex dipartimento SMETEC di Metallurgia dell Universit di Bologna secondo le modalit standard riportate nel capitolo 3 3 Attraverso l osservazione e fotografia a microscopio ottico si sono ottenute immagini della microstruttura per diversi punti 127 distanziati di 5mm l uno dall altro lungo il profilo diagonale Ogni dato stato ottenuto mediando i dati relativi a quattro micrografie nell intorno del punto in analisi secondo lo schema riportato in figura 4 9 Le immagini ottenute sono state analizzate attraverso un software di analisi digitale dell immagine Centro cubo Linea di riferimento Bordo esterno pr Figura 4 9 Schema delle aree soggetto di analisi al microscopio ottico per l estrazione dei dati di caratteristiche microstrutturali nei profili analizzati In accordo con le normative ISO 945 e ISO 16112 dopo la fase di spianatura e levigatura meccanica con carte abrasive si sono effettuate analisi metallografiche dei campioni per valutare le informazioni relative alla fase grafitica In seguito i
31. fase di prova e collaudo ampliamente trattata nel cap 3 2 4 Per maggiori dettagli sui metodi di formatura dei rivestimenti delle termocoppie si rimanda al paragrafo 3 2 4 2 Sono stati impiegati due diversi formati di sonde uno di diametro minore 9mm per avere una minore inerzia termica e permettere una misura pi accurata di temperatura nelle zone a solidificazione pi rapida cubi 1 2 3 ed uno di diametro maggiore 12mm per ottenere maggiore resistenza nelle zone pi massive cubi 4 5 6 7 In figura 4 2 riportata una fotografia delle sonde impiegate In figura 4 3 si riporta una rappresentazione schematica delle dimensioni dei rivestimenti nei due diversi formati 120 Figura 4 2 Sonde per la misura di temperatura in ceramico refrattario a base di allumina costituite da tubi preformati e materiale colabile nei due differenti formati diametro 12 mm diametro 9 mm per cubi 4 6 7 per cubi 1 3 a 7 HE 36 36 12 9 Figura 4 2 Schema e dimensioni dei rivestimenti in ceramico refrattario a base di allumina costituite da tubi preformati e materiale colabile in due formati differenti 121 Le sonde sono state posizionate verticalmente per mezzo di tasselli in sabbia opportunamente formati per l alloggiamento delle stesse fig 4 4 La regolazione della profondit a cui viene posta l estremit della sonda corrispondente al punto di misura della termocoppia che deve raggiungere il centro dei diversi cubi
32. kf 5 Dove C C sono rispettivamente le concentrazione di soluto nel solido e nel liquido il cui rapporto k C C detto coefficiente di partizione Le concentrazioni Cs T C T sono appunto note dalla conoscenza del diagramma di stato e quindi possibile ricavare la f T Nell ipotesi semplificativa di un diagramma di stato linearizzato k risulta costante La regola della leva grazie alle sue ipotesi di completa diffusione nel solido pu risultare efficace nel caso della solidificazione di ghise sferoidali caratterizzate da trasformazioni relativamente lente dove il carbonio ha il tempo di diffondere all interno di una soluzione solida interstiziale 7 Al contrario non risulta accurata nel caso di raffreddamenti rapidi L equazione di Scheil 9 si basa sull ipotesi di completa diffusione nel liquido e diffusione nulla nel solido e segue la seguente formulazione Cs kCo 1 fo 6 Si pu impiegare Scheil nel caso di fenomeni di diffusione nel solido molto contenuti tipici nel caso di soluzioni solide sostituzionali In generale Scheil pu risultare una buona approssimazione quando si 16 in presenza di velocit di raffreddamento molto elevate che non permettono una buona diffusione delle specie chimiche nel solido come nel caso pratico di alcuni processi fusori di leghe di alluminio Brody e Flemings 10 proposero una relazione basata sulla completa diffusione nel liquido ed incompleta nel solido Back
33. metals and bismuth on microstructure and mechanical properties of heavy section near eutectic ductile iron JMPT Vol 213 9 2013 pp 1601 1608 84 M Gorny E Tyrala Effect of cooling rate on microstructure and mechanical properties of thin walled Ductile Iron Castings JMEP Vol 22 1 2013 pp 300 305 85 M J Oliveira et al JMPT 92 93 1999 25 30 86 S Konoplyuk Estimation of pearlite fraction in ductile cast irons by eddy current method NDT amp E International 43 2010 360 364 87 K M Pedersen N Tiedje Temperature measurement during solidification of thin wall ductile cast iron Part 1 Theory and experiment Vol 41 Iss 5 2008 Pp 551 560 88 An Morri E Salsi Al Morri R Squatrito L Ceschini L Tomesani G Minak N Radovic Modellazione di processo previsione di microstruttura e proprieta meccaniche di ghise sferoidali colate in sabbia La Metallurgia Italiana Vol 1 2013 pp 2 11 89 J Hemanth Materials and Design 21 2000 1 8 90 A Dioszegi Casting Process Development At Volvo Foundry Course on Metallurgy Solidification and Modelign of cast iron castings 3rd edition 13th to 17th of May 2013 J nk ping University Sweden 91 R Squatrito G Campana I Todaro L Tomesani Strumenti e metodi per la caratterizzazione delle leghe da fonderia Fonderia e Pressofusione giugno 2010 pp 42 51 92 M J Oliveira L F Malheiros C A Silva Ribeiro Evaluation of the hea
34. nel cap 3 3 1 In particolare per la conversione del dato sul numero di noduli stata impiegata la relazione di Wiencek 64 110 111 Inoltre si evidenzia che il valore del raggio grafitico medio facilmente ricavabile tramite relazione geometrica dal dato di area media del nodulo di grafite Dai confronti riportati si pu notare come i dati previsti seguano in linea generale gli andamenti di quelli misurati pur presentando discrepanze in alcune zone In primo luogo si nota che inevitabilmente i dati simulati non presentano le fluttuazioni aleatorie che si possono notare nei dati misurati In secondo luogo si notano discrepanze elevate solo in un intervallo molto limitato corrispondente ai punti pi vicini alla superficie del getto in queste zone limite altamente sotto raffreddate i modelli numerici escono dal loro campo di validit ed inoltre nella realt intervengono fenomeni particolari dei quali i modelli non tengono conto ad esempio il contenuto di zolfo nelle sabbie da formatura in terra verde solitamente sufficiente per annullare gli effetti sferoidizzanti del magnesio Nel caso dell area dei noduli la sovrastima delle previsioni rispetto al dato misurato pu essere imputabile al fatto che come osservato nel capitolo 3 3 1 la misura di questo dato su una superficie bidimensionale presenta una sottostima intrinseca del dato reale inoltre soprattutto nel caso di grandi spessori i fenomeni di convezione della lega e d
35. nel caso specifico dell eutettico grafite sferoidale austenite nel capitolo 2 4 In generale la velocit radiale di crescita di un grano eutettico V pu essere descritta con la stessa espressione della 33 con un differente coefficiente u ricavato solitamente da dati sperimentali V u AT 40 Il coefficiente ue varia sensibilmente rispetto a quello calcolato secondo la formula 32 in quanto il fenomeno di solidificazione eutettica pu essere considerato pressoch stazionario In tabella 2 2 si riportano alcuni valori indicativi di u eu derivati attraverso campagne sperimentali 7 Tabella 2 2 Valori sperimentali dei coefficienti di accrescimento dei grani u e He validi per alcune leghe selezionate Coeff di Accrescimento Coeff di Accrescimento Lega dendritico en H R as m s7 s1 K Ghisa Grigia 3 9 1078 9 8 1078 E l a di 107 Leghe IRINA pre Alluminio Silicio 107 10 1 07 10 40 2 4 APPLICAZIONE DI MODELLI MICROSTRUTTURALI NELLE GHISE SFEROIDALI In seguito saranno affrontati i modelli basati sulla formulazione generale appena descritta per la previsione micro strutturale nel caso specifico della solidificazione di una ghisa sferoidale di composizione chimica prossima a quella eutettica I meccanismi che interessano la formazione delle microstrutture di una ghisa sferoidale si possono distinguere in tre fenomeni principali solidificazione della fase primaria caratterizzata da dendriti austeniti
36. nell analisi della solidificazione imposte dall impiego di crogioli standard in staffa in zone periferiche del getto hanno portato alla ricerca di una soluzione differente Per evitare segnali influenzati da fenomeni di rilascio di calore latente in zone lontane dal punto di misura emersa l esigenza di misurare le temperature nelle ultime zone di solidificazione solitamente poste nel o nei baricentri termici del getto cio nelle zone pi centrali e massive Un efficiente sistema di analisi termica funzionante nelle zone centrali del getto permette di ottenere dati pi affidabili per la validazione delle simulazioni termiche Inoltre possibile avere informazioni certe sulle temperature a cui avvengono le trasformazioni metallurgiche della lega nello specifico processo fusorio La catena di acquisizione dei dati risulta composta da un acquisitore digitale per la ricezione e trasmissione del segnale delle termocoppie ed un normale computer per la registrazione dei dati L analisi dei dati viene effettuata post processo in maniera del tutto equivalente a quella descritta per l impiego del crogiolo standard in staffa Le attivit principali per la definizione e realizzazione di questa attrezzatura si sono concentrate nella ricerca del sistema ottimale per raggiungere le parti centrali del getto con delle sonde strumentate con termocoppie ed ottenere una misurazione di temperatura affidabile in quei punti 94 Le sonde da impiegare dov
37. possibile questi due parametri considerando sempre ghise sferoidali di composizione prossima all eutettico colate in sabbia Si sottolinea che anche per la stessa lega ogni stabilimento presenta comunque un proprio standard produttivo con particolari specifiche sulle forbici composizione chimica e con differenti modalit di trattamento del bagno dipendenti a loro volta da svariati fattori quali le specifiche richieste del prodotto finito ma anche le dimensioni e layout dello stabilimento nonch i costi di produzione In questa ottica risultato semplice ed economico proporre agli stabilimenti ospitanti una o pi attrezzature che per una data lega di composizione chimica e trattamento aderenti agli standard produttivi dello specifico stabilimento permetta di ottenere provini di materiale sottoposto a condizioni di raffreddamento differenziate nell ambito di una sola colata o da colate provenienti dallo stesso bagno di lega Durante le attivit di dottorato si sono definite diverse attrezzature sperimentali di colata concepite per ottenere materiale raffreddato secondo diverse condizioni di estrazione del calore Si sono individuate tre tipologie principali di attrezzature di colata atte a variare le velocit di raffreddamento tramite 77 moduli termici differenziati raffreddatori attivi raffreddatori passivi Le attrezzature a moduli termici differenziati si avvalgono di una metodologia indiretta imponendo alla lega di
38. punti di misurazione nei getti riportato nelle figure 5 11 e 5 12 L acquisizione delle temperature all interno dei getti stata portata avanti per un tempo totale di 5 giorni anche dopo la fase di destaffaggio effettuato dopo circa 35 ore dal riempimento ad una temperatura media dei getti inferiore ai 400 C Il segnale di temperatura relativo alla attrezzatura 1 di riferimento fig 5 11 ha subito evidenti perturbazioni probabilmente a causa di un danneggiamento dei cavi di trasmissione del segnale o delle termocoppie stesse E stato comunque possibile ottenere almeno una curva di raffreddamento con segnale non disturbato ed alcuni tratti validi anche per le altre due termocoppie I segnali di temperatura relativi all attrezzatura con raffreddamento attivo presentano solo lievi disturbi fig 5 12 In generale si registrano piccole differenze di temperatura fra i diversi punti di misura Temperatura C 500 400 300 200 100 Tempo Ore Figura 5 11 Andamento delle temperature della lega registrato nei tre punti di misura posti nel getto 1 colato nell attrezzatura sperimentale di riferimento 167 1400 1300 1200 1100 Temperatura C 1000 900 800 700 600 400 300 200 100 0 20 40 60 80 100 120 140 Tempo Ore Figura 5 12 Andamento delle temperature della lega registrato nei tre punti di misura posti nel getto 2colato nell attrezzatura sperimentale a raffreddamento attivo In f
39. questi risultano spesso limitati a studi teorici a causa della forte complessit di calcolo che li rende di fatto poco applicabili in strumenti software di simulazione di processi fusori Di conseguenza sono stati proposti svariati modelli semplificati di interesse ingegneristico i quali non si propongono di descrivere la complessit geometrica delle dendriti basandosi su tecniche di volumi medi equivalenti Volume Averaged Dendrite Models 42 Queste tecniche accoppiate con modelli cinetici di crescita lineare della dendrite e con le equazioni di conservazione dell energia e delle concentrazioni delle specie chimiche permettono l implementazione nei software di simulazione della solidificazione 37 In figura 2 7 per due tipologie differenti di dendriti equiassiche sono rappresentati il volume sferico v di raggio r equivalente al volume solido della dendrite il volume v dell inviluppo dendritico definito dalla superficie a contatto con le estremit di tutti i rami primari e secondari della dendrite stessa il volume sferico di raggio r corrispondente al volume della dendrite compresa la porzione di liquido interdendritico volume equivalente dell inviluppo dendritico il volume sferico v di raggio rf equivalente al volume finale del grano equivalent dendrite envelope di p dendrite equivalent E envelope dendrite volume dendrite rs envelope final grain size Cc rf a extended dendrite b
40. questo caso la particella solida a cedere calore al liquido 36 _ 1 m amp DG LI T D Ga Tutti questi modelli richiedono informazioni sulle relazioni fra Cs e 35 C Per sistemi binari la relazione definita dalle curve di solidus e liquidus del diagramma di fase ad una data temperatura ed descritta dal coefficiente k di partizione e dall inclinazione m della linea del liquidus Nel caso di leghe multicomponente la formulazione si complica in quanto il coefficiente di partizione funzione della concentrazione di tutti gli elementi in lega Inoltre le curve di liquidus e solidus divengono superfici di diagrammi a pi di due dimensioni Per la risoluzione delle eq 34 35 per leghe multicomponente sono stati sviluppati diversi approcci fra i quali anche il metodo CALPHAD 39 per la definizione dei diagrammi di fase che tengono conto dell influenza pesata di ogni singolo componente 40 41 I modelli pi complessi come quelli proposti da Boettinger 32 Wheeler 33 e Beckermann 43 sono arrivati a descrivere i fenomeni cinetici di accrescimento di geometrie dendritiche complesse tenendo conto non solo del campo di temperature e di concentrazione del soluto ma anche delle tensioni superficiali e dei fenomeni di capillarit fra i rami adiacenti Grazie a questi modelli possibile stimare parametri geometrici quali lunghezza di rami primari e secondari nonch le distanze i rami stessi Purtroppo modelli come
41. raffreddamento durante tutte le fasi del processo e come siano fortemente variabili nelle diverse parti di un getto Figura 1 1 Microstrutture di ghise sferoidali a matrice metallica prevalentemente a Ferritica b Perlitica Anche la composizione chimica ha una forte influenza sulla microstruttura In particolare il Silicio Si ed altri elementi minori come Ni e Al promuovono in generale una tendenza alla formazione di grafite secondo una trasformazione eutettica stabile mentre al contrario altri elementi come Cr Mn V Ti promuovono la formazione di cementite secondo una trasformazione metastabile In figura 1 2 si riporta un diagramma che mette in correlazione composizione chimica C Si e velocit di raffreddamento sulle tipologie di ghise e relative microstrutture grigia Ferritica grigla bianca pertitico territica grigia pertitica trotata Figura 1 2 Influenza di Composizione Chimica C Si e Velocit di raffreddamento sulle microstrutture caratteristiche delle ghise Composizione chimica e velocit di raffreddamento non sono gli unici parametri che influenzano le caratteristiche microstrutturali delle ghise Anche le modalit di trattamento del bagno di lega sono uno dei parametri di processo fondamentali Attraverso la dispersione nella lega di particelle di diverso materiale dette inoculanti le quali fungono da centri di nucleazione eterogenea le modalit di solidificazione della lega e di f
42. solidificare in zone differenziate di diverse dimensioni Le velocit di raffreddamento vengono variate tramite la variazione dei moduli termici rapporto volume superficie dell area delle diverse parti del getto Le zone pi piccole solidificheranno molto pi in fretta di quelle pi grandi imponendo una diversificazione delle condizioni di solidificazione e quindi delle caratteristiche finali del materiale In letteratura esistono diversi esempi di campagne sperimentali di caratterizzazione di leghe da fonderia basate su attrezzature di questo tipo anche nel caso specifico della ghisa sferoidale 84 88 Pochi lavori per hanno esplorato il campo dei grandi spessori a causa di diverse problematiche che spaziano dai costi alle problematiche di misura della temperatura in zone massive La presenza di fenomeni diversi che caratterizzano la formazione delle microstrutture in getti di grandi dimensione ha imposto l esigenza di ampliare il campo di indagine Questa forte differenziazione dovuta principalmente alle caratteristiche intrinseche del processo di colata in sabbia Durante le prime fasi del processo infatti la sabbia ancora fredda ed asporta calore in maniera ingente Di conseguenza le zone di dimensioni minori subiscono una solidificazione rapida quasi continua a partire dalle zone superficiali verso il centro Nelle parti di dimensioni maggiori invece una volta solidificate le zone superficiali a contatto con la sabbia la so
43. spessore della stessa forma una in condizioni normali di raffreddamento l altra con il dispositivo di raffreddamento attivo Le temperature della lega sono state registrate durante l intero processo in diverse punti dei getti Le microstrutture e le propriet meccaniche sono state misurate in svariati punti per valutare l effetto dell aumento delle velocit di raffreddamento Si sono impiegati strumenti numerici FEM per la simulazione del processo validati tramite comparazione con i risultati sperimentali 155 Si ottenuta una riduzione di circa il 30 dei tempi di destaffaggio senza constatare variazioni significative nel contenuto di perlite o nelle propriet meccaniche del getto 5 1 STRUMENTI E METODI DI INDAGINE 5 1 1 Attrezzatura di colata Le attrezzatura di colata progettate in queste attivit sono state due una di riferimento tipica di standard produttivi di getti di ghisa sferoidale di grande spessore ed un altra del tutto similare ma dotata di un sistema di raffreddamento attivo ad aria Lo scopo quello di ottenere differenti condizioni di raffreddamento La geometria dei getti che si ottengono quella di un cilindro di diametro 600mm altezza 200mm e cavit cilindrica centrale di 200mm di diametro visibile nello schema semplificato in figura 5 1 Figura 5 1 Schema semplificato dell attrezzatura di colata sperimentale a raffreddamento attivo Variazione di estrazione del calore imposta dall int
44. temperatura di solidus coincide con quella di eutettico Strumenti industriali standard di questo tipo forniscono anche una lunga serie di altre informazioni derivate da considerazioni empiriche su forma e grandezze tipiche delle curve registrate e delle loro derivate prime e seconde Queste informazioni spaziano da valutazioni quantitative sulla composizione chimica a valutazioni qualitative sull efficacia dei trattamenti del bagno effettuati fornendo pertanto uno strumento importante di garanzia della qualit del processo Tuttavia si tratta principalmente di informazioni pratiche che derivano tuttavia da campagne di taratura valide solo per ogni specifica lega e relativa tipologia di trattamento Da notare inoltre che per ottenere gran parte di queste ulteriori informazioni spesso tarate su leghe standard non trattate prevista l aggiunta di elementi chimici nel crogiolo che annullino gli eventuali effetti di trattamenti termici quali inoculazione e o sferoidizzazione Nel caso della ghisa sferoidale per ottenere informazioni indirette sul contenuto di carbonio e silicio risulta necessario aggiungere nel crogiolo piccoli quantitativi di tellurio e zolfo col fine di annullare gli effetti dei trattamenti effettuati Pratiche di questo tipo modificando le dinamiche di solidificazione reali del processo risultano controproducenti per lo studio in questione Per ulteriori approfondimenti sul funzionamento ed impiego di questi strumenti in part
45. 0 80 Distanza dal centro mm Figura 4 22 Confronto fra parametri microstrutturali simulati e misurati lungo il profilo diagonale dal centro ad un vertice inferiore del cubo 3 di lato 100mm 146 Misurato A Previsto Cubo 1 lato 60 Noduli per mm 400 350 A 300 250 A E 200 3 T 2 150 z 100 __ zaia Tr i so AAAA gioie A gh Api A oe ooo 0 r 0 10 20 30 40 50 distanza dal centro mm Cubo1lato60 Areanodulo urate revisto 2000 1800 faa 44 A 1 1600 1400 A AEE e E 1200 v5 amp 1000 va 800 4 600 hc 400 tk 200 0 4 AA a 20 0 distanza dal centro mm Cubo 1 lato 60 Ferrite SMisurato A Previsto 100 90 4 80 70 4 a 60 _ gt A 50 dl 10 eee AA A A AA MAA MA rr ad ji e 30 e A A ERO A 20 gt 10 0 i i 0 10 20 30 40 50 distanza dal centro mm ferrite Cubo 1 lato 60 Perlite v Misurato A Previsto 70 00 00090 0 T 60 00 ar I lahta AA A A AA AAA dh 30 00 Ae 20 00 ae 10 00 0 00 n 7 1 da 0 10 20 30 40 50 distanza dal centro mm Figura 4 23 Confronto fra parametri microstrutturali simulati e misurati lungo il profilo diagonale dal centro ad un vertice inferiore del cubo 1 di lato 60mm 147
46. 050 1250 Fi n N mW mg GS_20 C min A n e OW a N Figura 3 6 Esempio di analisi DSC su ghisa sferoidale Peso campione 20 mg Velocit di raffreddamento 20 C min Materiale relativo all esperienza sperimentale Cap 4 89 3 2 3 Crogiolo in zone periferiche del getto Gli strumenti di analisi termica presentati finora effettuano una registrazione delle temperature che caratterizzano la solidificazione ed il raffreddamento di piccole quantit di lega Sono strumenti utili per valutare le influenze di parametri di processo quali composizione chimica ed in alcuni casi modalit di trattamento del bagno Tuttavia risultano poco utili nella valutazione dell influenza delle diverse modalit di raffreddamento che contraddistinguono ogni singolo processo In definitiva spesso non risultano strumenti rappresentativi delle modalit di raffreddamento di un getto durante un processo fusorio industriale Per ovviare a questo limite si reso necessario lo sviluppo di strumenti in grado di lavorare direttamente all interno del sistema di colata e registrare le temperature effettive della lega durante lo specifico processo fusorio Un sistema gi noto nella pratica fusoria industriale quello che prevede l inserimento di un crogiolo standard per l analisi termica cap 3 2 1 direttamente in staffa In figura 3 7 si riportano alcune delle soluzioni impiegate nelle esperienze sperimentali effettuate L inse
47. 1 Formulazione generale 2 3 2 2 Nucleazione 2 3 2 3 Accrescimento 2 4 Applicazione di Modelli Microstrutturali nelle ghise sferoidali 2 4 1 Solidificazione dell eutettico austenite grafite 2 4 2 Trasformazione eutettoidica stabile 2 4 3 Trasformazione eutettoidica metastabile 2 5 Applicazione di modelli di solidificazione e microstrutturali in codici di calcolo industriali 2 6 Considerazioni finali e definizione degli obiettivi delle attivit sperimentali 3 Strumenti e metodi di indagine utilizzati 3 1 Attrezzature sperimentali di colata 3 2 Strumenti di misura delle temperature ed analisi termica 3 2 1 Crogiolo standard 3 2 2 DTA e DSC 3 2 3 Crogiolo in zone periferiche del getto 3 2 4 Termocoppie in zone massive del getto 3 2 4 1 Materiali refrattari per rivestimenti 3 2 4 2 Metodi di formatura 3 2 4 3 Collaudo 3 3 Strumenti e metodi di analisi metallografica 3 3 1 Cenni di stereologia 13 14 16 20 20 21 41 42 50 58 61 72 75 76 80 82 86 90 94 110 114 4 Modellazione microstrutturale in processi di colata con differenti moduli termici 4 1 Strumenti e metodi di indagine 4 1 1 Attrezzatura di colata 4 1 2 Strumenti di misura ed analisi delle temperature 4 1 3 Colate sperimentali 4 1 4 Analisi metallografica 4 2 Risultati delle misurazioni sperimentali 4 2 1 Curve di raffreddamento ed analisi termica 4 2 2 Analisi microstrutturali 4 3 Risultati numerici e confronto co
48. 1260 C presentando quindi temperature massime di utilizzo prossime alla temperatura di colata caratteristiche del processo Durante le attivit di dottorato stato portato avanti un lungo lavoro di scelta dei materiali per i rivestimenti e di definizione delle metodologie di formatura degli stessi Inoltre prima dell impiego durante attivit sperimentali stata effettuata un attivit di collaudo delle sonde prodotte In seguito al collaudo tenendo conto anche di considerazioni economiche e di carattere pratico stato possibile selezionare le tipologie di sonde pi adatte per ogni singola attivit sperimentale effettuata Durante le campagne sperimentali presentate in seguito si sono impiegate tre tipologie principali di sonde per il monitoraggio delle temperature in zone massive del getto 95 Termocoppie S o R resistenti ad alte temperature Termocoppie K rivestite in materiale ceramico refrattario a base di Allumina Termocoppie K rivestite in materiale ceramico refrattario a base di Zirconio Nei prossimi sottocapitoli si riporta una panoramica delle propriet dei materiali refrattari 96 98 impiegati per i rivestimenti e delle attivit relative alla produzione e al collaudo delle tipologie di sonde rivestite 3 2 4 1 Materiali refrattari per rivestimenti A Refrattari a base di ossidi Si tratta di ossidi ceramici ovvero combinazioni dell ossigeno con elementi metallici particolarmente stabili alle alte temperature
49. 2 E generalmente accettato che raggiunta la temperatura eutettica T la reale sequenza di solidificazione dell eutettico austenite grafite di una ghisa sferoidale la seguente 7 1 Nucleazione indipendente di dendriti austenitiche e sferoidi grafitici 2 Accrescimento molto limitato degli sferoidi di grafite nel liquido 3 Ulteriore nucleazione di grafite all interfaccia austenite liquido 4 Collisione degli sferoidi grafitici nucleati nel liquido con le dendrite austenitiche a causa di fenomeni convettivi o di flottazione 5 Incapsulamento della grafite all interno dell austenite immediato o dopo collisione 6 Accrescimento significativo degli sferoidi di grafite per diffusione del carbonio attraverso il guscio austenitico 7 Accrescimento del grano austenitico in parte per diffusione del carbonio ed in parte per il sottoraffreddamento del liquido I fenomeni sopra descritti sono schematizzati in maniera semplificata in fig 2 8 e trovano conferma nelle immagini al SEM riportate in fig 2 9 Acc V Spot Magn Det WD 20 0kV 5 0 400x SE 10 2 The University of Alabama Figura 2 9 Immagini al SEM di strutture eutettiche in ghise sferoidali in presenza di zone di microritiro Compresenza di sferoidi completamente accresciuti accanto a strutture dendritiche Ingrandendo si notano anche piccoli sferoidi di grafite non completamente accresciuti depositati sulle strutture dendritiche 47 43 La modellazione di un f
50. 80 Pearlite Pearlite Figura 2 21 Esempio di Correlazioni sperimentali Propriet meccaniche Microstrutture in ghise sferoidali Effetto della perlite sul comportamento di deformazione plastica I L Svensson T Sjogren 2009 Impiegando i contributi delle diverse correlazioni sperimentali con le principali propriet microstrutturali secondo alcune delle relazioni 70 estrapolate da Stefanescu 121 e Goettsch 122 il codice commerciale ProCast permette la previsione delle seguenti propriet meccaniche Carico di Rottura a trazione Carico di Snervamento Durezza Brinell Allungamento percentuale di rottura a trazione Queste correlazioni esprimono ogni propriet meccanica secondo la seguente formulazione generale Propr Meccanicdi esima a b Propr Microstrutturale j esima 60 Dove a bi ci sono costanti sperimentali dipendenti dal tipo di lega estrapolate tramite attivit sperimentali di caratterizzazione meccanica e microstrutturale Il codice commerciale di simulazione numerica Magma 120 inserisce in formulazioni similari alla 60 anche il contributo dovuto all effetto di alcuni elementi chimici in lega In generale possibile implementare nei codici correlazioni microstrutture propriet meccaniche personalizzate dedotte attraverso campagne sperimentali mirate effettuate su materiale derivante dallo specifico processo oggetto di studio Per quanto riguarda le ricadute industriali l
51. Alma Mater Studiorum Universit di Bologna DOTTORATO DI RICERCA IN Meccanica e scienze avanzate dell ingegneria Curriculum n 4 Meccanica dei Materiali e Processi Tecnologici Ciclo XXVII Settore Concorsuale di afferenza 09 B1 Settore Scientifico disciplinare ING IND 16 CARATTERIZZAZIONE E SIMULAZIONE DI PROCESSI DI COLATA IN SABBIA DI GHISE SFEROIDALI Presentata da Emilio Salsi Coordinatore Dottorato Relatore Chiar mo Prof Ing Vincenzo Parenti Castelli Chiar mo Prof Ing Luca Tomesani Esame finale anno 2015 CARATTERIZZAZIONE E SIMULAZIONE DI PROCESSI DI COLATA IN SABBIA DI GHISE SFEROIDALI Abstract L oggetto principale delle attivit di tesi la caratterizzazione numerico sperimentale di processi di colata in sabbia di ghisa sferoidale Inizialmente stata effettuata un approfondita indagine bibliografica per comprendere appieno le problematiche relative all influenza dei parametri del processo fusorio composizione chimica trattamento del bagno velocit di raffreddamento sulle propriet microstrutturali e meccaniche di getti ottenuti e per valutare lo stato dell arte degli strumenti numerici di simulazione delle dinamiche di solidificazione e di previsione delle microstrutture Sono state definite realizzate ed impiegate attrezzature sperimentali di colata per la caratterizzazione di leghe rivolte alla misura ed alla differenziazione delle condizioni di processo in particolare le velocit di r
52. CLUSIONI I risultati delle attivit presentate hanno portato alla definizione di una attrezzatura sperimentale di colata volta al controllo ed alla differenziazione delle condizioni di raffreddamento della lega L analisi del materiale ottenuto tramite colate sperimentali ha confermato l effetto della velocit di raffreddamento sulle microstrutture in termini di dimensioni e morfologia della grafite e di percentuali di perlite e 152 ferrite nella matrice con evidenti ripercussioni sulle propriet meccaniche Inoltre si progettato ed impiegato con successo un sistema di analisi termica in mold in grado di monitorare ed analizzare le reali condizioni di processo a cui sottoposta la lega all interno dello stampo sia nel caso di getti di piccole che di grandi dimensioni Il monitoraggio delle temperature ha permesso la validazione di strumenti di simulazione termica del processo in tutte le parti del getto La corretta previsione dell andamento delle temperature ha permesso la validazione di strumenti numerici per la previsione delle microstrutture di ghise sferoidali le quali sono state stimate con buona approssimazione anche nel caso di getti di grande spessore Infine mediante l implementazione nel software di correlazioni sperimentali fra microstrutture e propriet meccaniche stato possibile effettuare una stima affidabile di durezza tensione di rottura e di snervamento nelle diverse parti del getto Questi dati p
53. Diffusion C kO 1 1 2ark f amp DG 2 7 Dove a 4D tp 3 con Ds m s coefficiente di diffusione nel liquido A distanza di diffusione ts tempo locale di solidificazione Questa formulazione permette di tenere conto del parametro velocit di solidificazione 4 t Ad ogni modo come per Scheil anche questa non rispetta completamente le leggi di conservazione delle specie chimiche Fick s Law diffusion equation Di conseguenza l applicazione rimane limitata a sistemi con bassa diffusione Nel tempo sono state sviluppate altre formulazioni di Back Diffusion come quelle di Clyne e Kurtz e quelle di Ohnaka 60 che assegnano alla diffusione nel solido specifiche leggi paraboliche spline Per concludere Nastac e Stefanescu 35 hanno proposto una formulazione analitica e numerica che rispetta le leggi di conservazione delle specie chimiche concepita per essere integrata senza grandi approssimazioni in modelli accoppiati di calcolo termico e microstrutturale L applicazione di ognuna di queste formulazioni si basa sulla conoscenza del diagramma di fase della lega Come noto la maggior parte delle leghe da fonderia non possono essere descritte secondo un semplice diagramma binario presentando svariati elementi in lega Ad esempio per quanto riguarda le ghise si dovrebbe fare riferimento quantomeno ad un diagramma ternario Fe C Si fig 2 1a Se si considera una sezione di un diagramma di fase ternario secondo un p
54. Maso il 65 Questa formula non tiene conto degli angoli di sformo dei cubi n della porzione di superficie del cubo di attacco al sistema di colata L approssimazione introdotta si ritenuta poco influente e quindi accettabile ai fini dello studio Il modulo termico pu essere impiegato in prima approssimazione per stimare i tempi di solidificazione dei 119 cubi attraverso la regola di Chvorinov T CM 66 dove T il tempo di solidificazione C una costante che dipende dal tipo di lega e dai parametri di processo ed n una costante solitamente compresa fra 1 5 e2 4 1 2 Strumenti di misura ed analisi delle temperature L attrezzatura di colata sviluppata presenta la duplice funzione di diversificare le condizioni di raffreddamento e di permetterne il monitoraggio costante Quindi stato sviluppato un sistema in grado di registrare le temperature direttamente all interno del getto per mezzo di termocoppie rivestite con materiali refrattari in grado di resistere a lungo tempo alle temperature che caratterizzano i processi di solidificazione della ghisa Si sono scelte termocoppie di tipo K Chromel Alumel rivestite con tubi di allumina preformati ed a loro volta riempiti con allumina colabile Questo materiale stato scelto in base alla sue propriet di resistenza conduttivit termica e stabilit chimica ad elevate temperature La scelta del materiale e della soluzione realizzativa stata effettuata dopo una
55. TT Pitt ete tied lt acucuuacnn ja RA a x t b Figura 2 19 Esempio di discretizzazione mesh di una geometria 3D effettuate con differenti codici commerciali a ProCast elementi finiti tetragonali b Magma volumi finiti esaedrici La fase di creazione di quella che in gergo definita Mesh risulta una fase critica del processo di impostazione della simulazione nella quale necessario valutare l influenza della dimensione degli elementi sulla computazione Gli spessori delle diverse parti della geometria insieme a tipologia entit e dinamiche del generico fenomeno da modellare sono tutti parametri che hanno un peso nella scelta delle dimensioni degli elementi In generale da una parte il grado di accuratezza dei risultati risulter maggiore con un infittimento degli elementi dall altra i tempi di calcolo aumentano esponenzialmente al diminuire delle dimensioni degli elementi In zone critiche come ad esempio i canali di colata nei quali importante valutare in maniera accurata i fenomeni fluidodinamici associati al riempimento pu risultare utile diversificare le dimensioni degli elementi rispetto ad altre zone dove richiesta una minore accuratezza nel calcolo ad esempio parti esterne 63 degli stampi I principali codici commerciali sono dotati di algoritmi automatici di discretizzazione del dominio di calcolo che permettono questa differenziazione delle dimensioni degli elementi nelle divers
56. The Prediction of Thermophysical Properties and Solidification Path of commercial Alloys CMMT A Vol 257 2000 13 CALPHAD http www calphad org 14 Thermo Calc Software http www thermocalc se 15 D M Stefanescu C Kanetkar In H Fredriksson ed State of the Art of Computer Simulation of Casting and Solidification Processes Les Ulis France Les Edition de Physique 1986 p 255 16 P Thevoz J L Desbioles M Rappaz Metall Trans A 20A 311 1989 17 C Y Wang C Beckerman Metall Trans A 27A 2754 1996 18 J Ni C Beckerman Metall Trans B 22B 349 1991 19 C S Kanetkar I G Chen D M Stefanescu N EL Kaddah Trans ISIJ 28 860 1988 20 M Avrami Kinetics of Phase Change II Transformation Time Relations for Random Distribution of Nuclei Journal of Chemical Physics 8 2 1940 pp 212 224 21 M Avrami Kinetics of Phase Change III Granulation Phase Change and Microstructure Journal of Chemical Physics 9 2 1941 pp 177 184 22 M Rappaz P Thevoz Acta Metall 35 1487 2929 1987 183 23 L Nastac D M Stefanescu In C Beckermann et al Micro Macro Scale Phenomena in Solidification New York ASME 1992 p 27 24 W Kurz D J Fisher Findamentals of Solidification Trans Tech Publications Ltd Switzerland Fourth Revised Edition 1998 25 W Oldfield ASM Trans 59 945 1966 26 J Maxwell A Hellawell Acta Metall 23 229 1975 27 D Goettsch J Dantzig Met
57. a di una dendrite eq 33 35 si pu scrivere t Te t f V dt 37 Dove V appunto nota dalle eq 33 e 35 Inoltre conoscendo il numero finale di grani per unit di volume N anche il raggio finale del grano r dato noto ro 4nN 3 7173 38 Il sistema di equazioni 36 quindi risolvibile tramite la definizione di fi Dustin e Kurz nel 1986 proposero un modello semplificato per dendriti compatte nel quale a seguito di osservazioni sperimentali si imponeva f 0 3 Infine secondo un modello pi avanzato proposto da Nastac e Stefanescu 43 l equazione finale per la descrizione della frazione solida nel tempo si pu scrivere come of 18 Vv aa si Nella 39 V sempre calcolato secondo leq 33 nella quale si considera un sottoraffreddamento definito come AT Ty mC 39 Tpuix dove C la concentrazione media del liquido extradendritico e Tbutk la temperatura media nel volume di controllo Per ulteriori approfondimenti sull argomento si rimanda ad una serie di articoli 44 46 nei quali Wang e Beckermann hanno proposto modelli pi avanzati per l accrescimento dendritico che tengono conto della diffusione del soluto in leghe multicomponente Modellazione dell accrescimento di eutettici Per concludere la trattazione generale riguardante i modelli di accrescimento necessario fare cenno anche alla modellazione dell accrescimento di fasi eutettiche la quale verr poi affrontata
58. a formazione di grani eutettici pi o meno sferici mentre la crescita delle dendriti della fase austenitica risulta almeno in prima analisi un fenomeno marginale Ai fini della trattazione risulta comunque necessario presentare in maniera sintetica i principali modelli microstrutturali di accrescimento dei grani partendo dalle prime formulazioni che furono appunto sviluppate per strutture dendritiche Una revisione accurata dello stato dell arte riguardante la accrescimento dendritico equiassico per sostanze pure stata effettuata nel 1981 da Huang and Glicksmann 36 In generale per una lega binaria i modelli di accrescimento dendritico devono 35 descrivere due differenti fasi del fenomeno La prima fase caratterizzata da una crescita libera delle dendriti nel liquido e governata dall andamento delle temperature e della concentrazione delle specie chimiche La seconda fase inizia quando le dendriti iniziano a toccarsi ed governata da fenomeni di schiacciamento impingement o di unione coarsening dei diversi grani Per un approfondimento sulla modellazione dei fenomeni che coinvolgono questa seconda fase si rimanda ai modelli di Kattamis e Fleming 38 Alla base delle formulazioni che descrivono la prima fase di crescita libera vi sono i modelli cinetici che descrivono la semplice crescita lineare dell estremit di una dendrite Si pu dimostrare 35 che la velocit lineare di accrescimento V di una dendrite in un sis
59. a impiegare nella legge di crescita classica V pAT r m m Cr C m uw d r 2 1 A Sr 45 Y Ta m m AT mmy Dove al posto delle concentrazioni all interfaccia le variabili principali vengono calcolate in maniera pi diretta dal diagramma di fase Ms M m sono le pendenze delle linee di solidus liquidus e austenite del diagramma di fase fig 2 12a Cg Cym sono le concentrazioni di carbonio rispettivamente di eutettico e di solubilit massima dell austenite note dal diagramma di fase e Semplificando in maniera drastica il problema imponendo di un rapporto costante fra raggio grafitico e raggio austenitico da prove sperimentali 57 7 7 2 4 la legge di crescita di un grano eutettico di raggio r pu essere scritta come veg 46 r Dove c una costante sperimentale che dipende dallo specifico materiale e trattamento c 4 66 107 2 Stefanescu e Kanetkar 57 c 2 87 107 Svensson e Wess n 58 49 E evidente come le forza motrice del fenomeno di accrescimento siano le differenze di concentrazione di carbonio imposte a loro volta dall entit del sottoraffreddamento AT rispetto alla temperatura di eutettico fig 2 12a La conoscenza del diagramma di fase specifico della lega necessaria per calcolare queste grandezze Finora si fatto riferimento ad un diagramma binario semplificato ma attraverso i metodi CALPHAD cap 2 2 possibile fare riferimento a diagrammi multicomponente Ino
60. a temperatura massima di esercizio si aggira sui 1600 C oltre la quale inizia la decomposizione in ossido e silice Le applicazioni industriali riguardano in particolar modo il rivestimento di forni la produzione di crogioli e tubi per reazioni di combustione La scelta del materiale ricaduta inizialmente su ceramici refrattari a base di allumina in quanto presentano un buon compromesso fra prezzo formabilit propriet meccaniche termo fisiche e chimiche Infatti la soluzione dei tubi in quarzo impiegata nei crogioli standard ha posto problemi di carattere economico il prezzo relativo a formati non commerciali risulta molto elevato Ci si orientati quindi sui materiali ceramici refrattari quali carburo di silicio grafite allumina In questo caso la scelta ricaduta sull allumina anche in ragione della sua composizione chimica che a differenza del carburo di silicio e della grafite non presenta il rischio di alterare la composizione del bagno di ghisa spostando temperature notevoli e falsando quindi il senso dell acquisizione Anche nella scelta degli ingombri di questi rivestimenti vi era l esigenza di mantenere dimensioni ridotte per evitare che l inserimento di un oggetto estraneo portasse alla modifica delle condizioni di raffreddamento ad ogni modo non si potuto nemmeno esagerare nella miniaturizzazione del rivestimento in quanto si tratta comunque di un componente che viene sottoposto a forti sollecitazioni ter
61. affreddamento ed atte a validare strumenti di simulazione numerica e modelli previsionali Inoltre sono stati progettati ed impiegati diversi sistemi per l acquisizione ed analisi delle temperature all interno di getti anche di grandi dimensioni Lo studio mediante analisi metallografica di campioni di materiale ottenuto in condizioni differenziate ha confermato l effetto dei parametri di processo considerati sulle propriet microstrutturali quali dimensioni dei noduli di grafite e contenuto di ferrite e perlite In getti di grandi dimensioni si riscontrata anche una forte influenza dei fenomeni di macrosegregazione e convezione della lega su microstrutture e difettologie dei getti Le attivit si sono concentrate principalmente nella simulazione numerica FEM dei processi fusori studiati e nell impiego di modelli empirico analitici per la previsione delle microstrutture I dati misurati di temperature di processo e di microstrutture sono stati impiegati per la validazione ed ottimizzazione degli strumenti numerici previsionali impiegati su un ampio intervallo di condizioni di processo L impiego di strumenti affidabili di simulazione del processo fusorio attraverso l implementazione di correlazioni sperimentali microstrutture propriet meccaniche permette la valutazione di propriet e difettologie dei getti fornendo un valido aiuto nell ottimizzazione del prodotto finito e del relativo processo produttivo Parole chiave ghisa sfer
62. al Processing and Casting Santa Fe NM 1999 42 D M Stefanescu Science and Engineering of Casting Solidification Second Edition 2008 p 323 325 43 L Nastac D M Stefanescu Metall Trans A 27A 4061 4075 1996 44 C Y Wang C Beckermann Metall Trans A 24A 2787 1993 45 C Y Wang C Beckermann Metall Trans A 25A 1081 1994 46 C Y Wang C Beckermann Metall Mater Trans A 27A 2745 1996 47 D M Stefanescu Modeling of Cast Iron Solidification The Defining Moments Metall Mater Trans A 38A 1433 2007 48 D M Stefanescu Solidification and Modeling of Cast Iron A short History of the Defining Moments Materials Science and Engineering A 322 323 2005 49 F Bonollo S Odorizzi Numerical Simulation of Foundry Processes SGE Padova 2001 184 50 B Lux I Minkoff F Mollard The metallurgy of cast iron Georgi Publishing Co St Saporin Switzerland 1974 51 D M Stefanescu Science and Engineering of Casting Solification Kluwer Academic Plenum Publishers New York 2002 52 T Skaland F Grong T Grong Metall Trans 24A 2321 2347 1993 53 M M Jacobs T J Law D A Melford M J Stowell Met Technol 1 Part II 490 1974 54 C Kim Numerical simulation of casting solidification in auto motive applications Warrendale PA TMS 1991 p 45 55 F Mampey 55th International Foundry Congress CIATF Moscow 1988 Paper 2 54 S E Wetter
63. alcuni parametri di processo sulle microstrutture con il fine di ottenere poi una validazione e taratura degli strumenti di simulazione micro strutturale Di conseguenza risultato indispensabile l impiego di strumenti di analisi metallografica atti alla misura delle caratteristiche delle microstrutture finali dei getti ottenuti In tutte le attivit sperimentali effettuate si dovuto raggiungere un compromesso fra numerosit dei dati e costi di misurazione In questa ottica la scelta dei punti o dei profili di misurazione risultata fondamentale alla ricerca delle zone del getto pi significative cio quelle maggiormente interessate da variazioni delle microstrutture a loro volta dovute alla variazione dei parametri di processo In questo caso gli strumenti di simulazione di colata sono risultati molto utili per effettuare scelte oculate Infatti anche tramite semplici simulazioni del solo campo termico preventive stato possibile valutare le zone a maggior variazione dei parametri di processo come ad esempio tempi di solidificazione o velocit di raffreddamento eutettiche o eutettoidiche Le analisi microstrutturali sono state effettuate tutte su campioni di materiale estratto dal getto e sottoposti a preparazione metallografica comprendente Taglio e ridimensionamento provini Inglobamento in resina eventuale Spianatura e pre levigatura meccanica con carte abrasive Lucidatura meccanica Attacco chimico e
64. all Mat Trans 25A 1063 1994 28 D Stefanescu G Upadhya D Bandypadhyay Metall Trans 21A 997 1990 29 J D Hunt Mat Sci Eng 65 75 1984 30 R S Steube A Hellawell In C Beckermann et al Micro Macro Scale Phenomena in Solidification New York ASME 1992 p 73 31 H Tian D M Stefanescu Metall Trans A 23A 681 1992 32 J Warren W J Boettinger In B G Thomas C Beckermann Modeling of Casting Welding and Advanced Solidification Processes VII eds Warrendale PA TMS 1998 p 613 620 33 A Wheeler B T Murray R Schaefer Physica D 66 243 1993 34 X Tong C Beckermann A Karma In M Cross J Campbell Modeling of Casting Welding and Advanced Solidification Processes VII eds Warrendale PA TMS 1995 p 601 35 L Nastac D M Stefanescu Metall Trans A 24A 2107 2118 1993 36 S C Huang M E Glicksman Acta Metallurgica 29 701 717 1981 37 W A Tiller K A Jackson J W Rutter B Chalmers The redistribution of solute atoms during the solidification of metals Acta Metallurgica 1 428 437 1953 38 T Z Kattamis M C Flemings Trans AIME 233 992 999 1965 39 H L Lukas J Weiss E T Hening CALPHAD 6 229 1982 40 W J Boettinger U R Kottner D K Banerjee In B G Thomas C Beckermann Modeling of Casting Welding and Advanced Solidification Processes VII eds Warrendale PA TMS 1998 p 159 170 41 L Nastac J S Chou Y Pang Symposium on Liquid Met
65. anti numerose campagne sperimentali per la caratterizzate delle propriet termo fisiche delle principali leghe impiegate nel campo della fonderia che hanno portato alla creazione di ampi database commerciali 6 Note le condizioni al contorno del problema ed anche le propriet termo fisiche degli altri materiali stampi anime etc l eq 4 pu essere risolta con metodi numerici FEM o FVM portando alla previsione delle dinamiche di solidificazione del getto e dell andamento delle temperature in tutto il dominio di calcolo 15 2 2 MODELLI DI SEGREGAZIONE Un grande passo avanti nella modellazione dei processi di solidificazione stata l implementazione di modelli segregativi Questi modelli si basano sulla conoscenza del relativo diagramma di stato e forniscono informazioni quantitative sulla formazione delle diverse fasi Da queste informazioni si ottiene un accurata definizione della frazione di solido f T implementabile nell ultimo termine dell eq 4 1 8 In seguito si riportano le formulazioni alla base dei principali modelli di segregazione Uno dei modelli pi semplici si basa sulla nota Regola della Leva Si parte dall ipotesi di completa diffusione sia nel solido che nel liquido ipotizzando quindi un gradiente di concentrazione nullo sia nel liquido che nel solido Facendo riferimento a un generico diagramma di fase per una lega bicomponente di composizione Cy vale la seguente relazione Cs kCo 1 fs
66. arallelepipedo di dimensioni 700x400x400mm aperto nel lato superiore e realizzato in una semistaffa inferiore standard per formatura in sabbia verde Le sonde poste in un supporto di acciaio sono state semplicemente calate nella lega fusa dopo la colata fig 3 13 Le attivit di colata sono state effettuate presso le Fonderie Ariotti nell ambito di una collaborazione con SACMI Imola a b Figura 3 13 Collaudo sonde in materiale ceramico refrattario a Sonde posizionate su supporto b Sonde poste in misurazione delle temperature durante la solidificazione della lega nel bacino di prova In figura 3 13a da sinistra a destra si possono notare una sonda in allumina di piccolo spessore 12mm due sonde in ossido di zirconio ed infine una di allumina di grande spessore amp 25mm Il supporto e i cavi di trasmissione del segnale sono stati protetti mediante materiale isolante lana di vetro Nelle figure 3 14 e 3 15 si riportano le curve di raffreddamento registrate durante la prova delle sonde in questione Si presentano gli andamenti relativi a sonde in materiale ceramico refrattario a base di zirconio T1 T2 T3 a base di allumina T4 T5 In una delle due sonde a base di zirconio ottenute da procedimenti di investment casting sono state alloggiate due termocoppie T2 T3 Le sonde a base di allumina T4 T5 presentavano due diversi spessori del rivestimento rispettivamente di diametro 12 e 25 mm e delle termocoppie all
67. ard I metodi di analisi termica tramite crogiolo standard sono stati sviluppati nell ambito della pratica industriale dei processi fusori per ottenere uno strumento semplice e robusto da impiegare in stabilimento direttamente a fianco della stazione di colata La lega analizzata prelevata poco prima della colata ed in questo modo si pu tenere conto dello specifico trattamento del bagno che stato effettuato L analisi si effettua in una attrezzatura fig 3 1 posta in prossimit della stazione di colata costituita da un crogiolo in sabbia refrattaria atto ad accogliere una piccola quantit di lega liquida Il crogiolo presenta un foro in mezzeria all interno del quale posta la termocoppia di tipo K Chromel Alumen protetta da un piccolo tubo di quarzo La termocoppia collegata ad un acquisitore che traduce il segnale e registra le temperature trasmettendole ad un computer sul quale installato un software di analisi dei dati B ogiolo sea So Gaus x supporto crogiolo acquisitore c Ea a b Figura 3 1 a Schema di un attrezzatura di analisi termica con crogiolo standard b Crogiolo standard Esistono numerosi sistemi commerciali che effettuano questa analisi ma i principi generali sono comuni ad ognuno di essi e si basano sull analisi della derivata prima della curva di raffreddamento Con questa analisi oltre alla registrazione completa dell andamento delle temperature durante la solidificazione
68. are una valida alternativa all acciaio Al contrario ghise grigie caratterizzate da presenza di grafite in forma lamellare presentano un comportamento pi fragile a rottura ma migliori qualit di conduttivit termica in virt dell alto livello di connessione fra le lamelle di grafite materiale ad alta conduttivit termica rendendole pi idonee ad applicazioni in ambito motoristico che richiedono un elevato smaltimento di calore Le ghise definite a grafite compatta grazie alla forme della grafite allungata ma pi arrotondata si pongono invece ad un livello intermedio con buone propriet meccaniche ed un buona conduttivit termica SGI CE 4 47 a CGI CE 4 32 FGI CE 3 23 O FGI CE 3 55 FGI CE 3 72 FGI CE 4 32 Steel E 210 GPa STRESS ksi Stress MPa P L Limit of Proportionality 0 T T T T T T T 0 0 001 0 002 0 003 0 004 STRAIN Strain mm mm 0 2 04 0 6 0 8 10 Figura 1 4 Esempi di curve sforzo deformazione ottenuti da prova di trazione per diversi tipi di ghise e confronto con un generico acciaio Rimanendo all interno della categoria delle ghise sferoidali una delle caratteristiche microstrutturali che pi incide sulle propriet meccaniche la percentuale di ferrite e perlite presente nella matrice metallica Facendo riferimento alla tabella 1 1 nella quale si riportano le principali propriet meccaniche di divers
69. ateriale ma composti in parte da componenti commerciali preformati In particolare in virt della disponibilit in diversi formati commerciali del prodotto si sono impiegati dei tubi ceramici in allumina Questi tubi presentano una maggiore integrit strutturale di quella ottenibile con il precedente metodo ed assicurano una maggiore affidabilit nella protezione della termocoppia dal materiale fuso Si sono scelti tubi chiusi ad una estremit Le prime sonde realizzate con questi tubi in quanto preformate presentavano il vantaggio di poter inserire ed estrarre a piacere la termocoppia all interno Una soluzione di questo tipo risultava molto pratica ed allettante dal punto di vista economico permettendo dopo l utilizzo una facile estrazione della termocoppia con conseguenti possibilit di reimpiego Questa soluzione implicava per una scarsa accuratezza della misura a causa di problematiche dovute al fatto che la termocoppia non era solidale al rivestimento della sonda Le cause di questo fenomeno vengono approfondite nel cap 3 2 3 3 relativo al collaudo delle sonde L impiego di tubi ceramici in allumina riempiti con allumina colabile si rivelato la soluzione migliore per la formature di sonde che rispondessero alle esigenze delle attivit di misurazioni sperimentali condotte Il materiale colabile stato impiegato per riempire la parte interna del tubo di allumina con la duplice funzione di rendere solidale la termocoppia al
70. aturo nel tempo a partire dal minuto 25 circa Il primo piano corrispondente al primo massimo della derivata si ha ad una temperatura di poco inferiore a quella di eutettico di riferimento 1145 C in un classico diagramma Fe C equivalente ed individua la solidificazione che avviene effettivamente nel crogiolo cio nel punto di misura Il secondo piano invece si ha ad una temperatura di quasi 100 gradi inferiore temperatura che non corrisponde a nessuna trasformazione vera e propria della lega nel punto di misura Infatti questo secondo piano dovuto all ingente rilascio di calore latente che si ha nelle zone massive all interno del getto calore che attraversa le zone gi solidificate evacuando verso l esterno dello stampo In 92 definitiva il segnale di temperatura registrato con questa metodologia risulta fortemente influenzato dalle dinamiche di solidificazione degli altri punti del getto Si comprende quindi come attraverso l analisi termica risulti difficile ottenere informazioni precise sulle temperature associate alle trasformazioni metallurgiche che avvengono nel punto di misura Si possono ottenere inoltre informazioni sui tempi di solidificazione dell intero getto ma non sulle temperature a cui avviene la solidificazione nelle zone centrali Nelle ultime fasi del processo che interessano la trasformazione in fase solida le parti di stampo a contatto con il getto hanno avuto solitamente il tempo di riscaldarsi
71. azione istantanea Infine propongono una formulazione per unire in maniera additiva le eq 51 e 53 relative alle due diverse fasi di crescita ferritica radiale Utilizzando queste modellazioni si ottiene quindi una descrizione pi o meno complessa della velocit di accrescimento radiale della ferrite V dra dt Nota questa secondo la formulazione di Johnson Mehl come nell eq 11 la variazione di frazione di ferrite pu essere scritta nella seguente forma dfa dry Ma 4n Nr ZE 1 fa fo 55 nella quale si tiene anche conto del contributo della frazione di perlite dipendente sempre secondo la formulazione di Johnson Mehl da nucleazione e velocita di accrescimento delle colonie perlitiche il cui calcolo sara illustrato nel prossimo capitolo 57 2 4 3 Trasformazione eutettoidica metastabile La concorrenza fra trasformazione eutettoidica stabile e metastabile definisce la composizione della matrice metallica della ghisa In realt i due fenomeni avvengono quasi in sequenza Prima raggiunta la Ty inizia a formarsi Ferrite Poi raggiunta la temperatura di eutettoide metastabile To sensibilmente inferiore a Ty inizia anche la formazione di perlite la quale solitamente si rivela molto pi rapida In figura 2 16 si riporta una sezione per contenuto di Silicio del 2 5 di un diagramma Fe C Si calcolato mediante il software Thermo Calc 16 9004 Austenite 889 A S 868 8428 ul e ui 820 Austenit
72. caratteristici della lega presa in esame sono valutati sia in funzione della composizione chimica locale che delle condizioni locali di raffreddamento L affidabilita dei modelli numerici di previsione micro strutturale stata valutata comparando i parametri microstrutturali previsti e quelli misurati lungo i profili corrispondenti alle zone dove si effettuata l analisi metallografica Nelle figure 4 21 4 22 e 4 23 sono riportati dati di parametri microstrutturali previsti lungo i profili diagonali che vanno dal centro ad un vertice inferiore dei cubi fig 4 8 ed il confronto con i dati misurati negli stessi punti Per brevit di trattazione non si riporta tutta la mole di dati relativa ai dati previsti e misurati per ogni profilo di confronto e per ogni propriet micro strutturale Si riportano quindi i dati relativi ai cubi 6 3 1 rispettivamente rappresentativi di spessori grandi 180mm medi 100mm e piccoli 60mm Si scelto di mostrare i parametri microstrutturali ritenuti di maggior interesse per variabilit locali ed influenza sulle propriet meccaniche del getto quali Numero di noduli 142 di grafite per mm Area media del nodulo di grafite Frazioni di Ferrite e Perlite Per consentire il confronto con i dati previsti i dati misurati bidimensionali in quanto provenienti dai provini di analisi metallografica sono stati convertiti a valori validi in domini tridimensionali secondo le relazioni stereologiche proposte
73. cchi impiegabili per ghise e materiali ferrosi in generale 104 105 In figura 3 18 si riportano alcuni esempi di immagini ottenute dall osservazione a microscopio ottico di campioni metallografici trattati con alcuni dei reattivi chimici presentati 112 Tabella 3 3 Denominazione composizione e modalit d uso di alcuni reattivi chimici per l attacco di superfici metalliche lucidate di campioni di ghisa sferoidale 104 105 Denominazione Composizione chimica Preparazione e modalit d uso Nital 2 2 cm HNO3 D uso generale per leghe 98 cm C2HsOH alcol etilico ferrose Picral 4 4g ac picrico Attacca la martensite e le 96 cm C2H50H etanolo strutture sferoidizzate Adatto per ghise ad eccezione di quelle ferritiche Picrato di sodio alcalino 2 g ac picrico 25 g NaOH 100 cms H20 Valido per distinguere la ferrite non attaccata dalla cementite Sciogliere la soda in acqua poi aggiungere l ac picrico Si usa a caldo Cloruro rameico 100 cm3 HCl 5g Cuclz colora la ferrite e lascia Kalling 100 cm3 etanolo inalterata cementite ed 100 cm3 H20 austenite Klemm I 50 ml NazS203 5H20 Colora grafite ferrite e perlite 19 K25205 Beraha CdS 240 g NazS203 5H20 Evidenzia principalmente la 30g CeHs07 H20 20 25 g CaCl2 2 5H20 100 ml H20 cementite oltre alle altre fasi Si usa a freddo Klemm I Beraha Rapporto 10 3 Evidenzia l orientamento del grano ferri
74. cesso presenta alcune limitazioni intrinseche nell ambito dell analisi termica della lega Come si pu vedere in figura 3 7 i punti di acquisizione possono essere posizionati solamente in zone periferiche del getto Non possibile misurare le temperature che si hanno nelle zone centrali massive del getto nelle quali ha luogo la solidificazione dei cosiddetti punti caldi del getto ai quali sono spesso associate molte difettologie del pezzo Inoltre la misura viene effettuata in una porzione di lega aggiuntiva rispetto alla geometria originale del getto che risulta come un appendice che si estende verso le zone esterne Pur essendo a diretto contatto con il resto della lega questa porzione subisce in media un raffreddamento pi sostenuto rispetto alle altre zone del getto presentando pi zone superficiali a contatto con la sabbia zona a modulo termico minore Questa diversificazione nella modalit di asportazione del calore particolarmente forte durante le prime fasi del processo quelle che interessano solitamente la solidificazione nelle quali la sabbia dello stampo e del crogiolo ancora fredda ed asporta calore in maniera sostenuta In figura 3 8 si pu notare infatti un andamento particolare delle temperature misurate con questa metodologia si osserva un primo rilascio di calore latente corrispondente ad un primo piccolo piano a temperatura circa costante dal minuto 12 al minuto 17 circa ed un secondo piano pi dur
75. che nel caso di una ghisa ipoeutettica o grafite nel caso di una ghisa ipereutettica solidificazione della fase eutettica stabile caratterizzata da strutture dette sferoidi composti da nuclei sferici di grafite circondati da grani pi o meno sferici di austenite trasformazione eutettoidica allo stato solido caratterizzata dalla trasformazione dell austenite in ferrite e o perlite In caso di raffreddamenti molto rapidi che portino la lega liquida sotto la temperatura di eutettico metastabile si pu avere la solidificazione diretta di strutture ledeburitiche indesiderate Nella pratica fusoria della ghisa sferoidale la lega liquida difficilmente viene raffreddata sotto tale temperatura se non in alcune zone periferiche sottili del getto spesso appartenenti a sovrametalli o a zone da asportare Per tale motivo la trattazione riguardante la formazione della fase eutettica metastabile di fondamentale importanza nel caso delle ghise bianche non verr considerata in questa sede Le ghise studiate durante le esperienze sperimentali oggetto di questa tesi presentano tutte composizione prossime all eutettico di conseguenza le frazioni presenti di austenite e o grafite primarie risultano sempre molto basse rispetto alla fase eutettica principale Quindi per ragioni di sintesi in questo paragrafo non verr trattata la rassegna degli innumerevoli modelli che descrivono la formazione della fase primaria austenitica Ad ogni modo il fen
76. come questi strumenti previsionali oltre a dipendere da modelli che presentano inevitabili approssimazioni presentino una forte dipendenza da diversi parametri definiti sperimentalmente Di conseguenza si resa necessaria una attivit di validazione dei modelli previsionali studiati attraverso misure sperimentali Molto spesso questa validazione non risultata immediata bens si resa possibile solo attraverso un processo ricorsivo di modifica delle costanti empiriche che entravano nella formulazione dei modelli Questa metodologia empirica detta di taratura ricorsiva si basa sull iterazione di diverse simulazioni di processo variando i parametri fonte di incertezza dei risultati e verificando di volta la validit degli stessi attraverso misurazioni sperimentali Il fine di questa metodologia quello di ottenere uno strumento previsionale valido ed applicabile nell ambito dei processi industriali Per fare questo stato necessario individuare opportune attrezzature di colata sperimentali atte alla variazione dei principali parametri di processo che influenzano le dinamiche di solidificazione 75 Queste attrezzature dovevano essere concepite anche per permettere una misurazione efficiente dei parametri di processo diversificati Poich come illustrato in precedenza i modelli microstrutturali possono entrare direttamente nella definizione pi accurata del termine f e quindi nella descrizione delle dinamiche di soli
77. condensed dendrite Figura 2 7 Volumi equivalenti e profili di concentrazioni associati in modelli ai volumi medi equivalenti Volume Averaged Dendrite Models di solidificazione di dendriti equiassiche Nel caso della tipologia detta a dendriti condensate tipica di forti sottoraffreddamenti si ha r r fig 2 7a in quanto il volume solido della dendrite dello stesso ordine di grandezza del volume dell inviluppo dendritico Invece nel caso della tipologia detta a 38 dendriti estese si har gt r fig 2 7b in quanto solitamente in condizioni di sottoraffreddamenti bassi le dendriti primarie accrescono molto rispetto alle secondarie dando luogo a geometrie poco compatte Il problema principale da risolvere definire una formulazione per il raggio del grano equiassico e quindi per la velocit di accrescimento del grano Dall osservazione dei volumi descritti in figura 2 7 si pu scrivere il seguente sistema di equazioni 3 f 5 frazione di solido nell elemento di volume 36a 7 Vf To Ve Te gt razione di volume dell inviluppo dendritico C n frazi di vol dell invil dendriti 36b f 0 fi frazione di solido interna 36c Queste tre relazioni possono descrivere completamente la crescita e la morfologia equivalente della dendrite Infatti se si assume che la velocit di crescita V dell inviluppo dendritico sia governata dagli stessi modelli sviluppati per la crescita lineare dell estremit
78. convezione della lega durante le prime fasi di solidificazione potrebbe portare ad una migliore comprensione e previsione delle microstrutture e difettologie che si possono presentare all interno dei getti evitandone in alcuni casi lo scadimento delle propriet meccaniche 180 CAPITOLO 6 CONCLUSIONI Le attivit svolte hanno portato ad una caratterizzazione numerico sperimentale di processi di colata in sabbia di ghisa sferoidale In primo luogo stata effettuata un indagine bibliografica approfondita per comprendere appieno le problematiche relative ai processi tecnologici di fusione ed all influenza dei parametri di processo sulle propriet microstrutturali e meccaniche del prodotti finiti Questa indagine si concentrata in particolare sugli strumenti numerici di simulazione dei processi fusori e di previsione delle microstrutture Le attivit sperimentali hanno portato alla definizione di attrezzature di colata per la caratterizzazione di leghe in condizioni di raffreddamento controllate rivolte alla differenziazione e alla misura delle condizioni di processo ed atte a validare campagne di simulazione numerica Le metodologie individuate per il controllo diretto o indiretto delle condizioni di processo in particolare attraverso l imposizione di velocit di raffreddamento prestabilite presentano proficue possibilit di impiego nel miglioramento di processi produttivi industriali Inoltre sono stati progettati ed impiegati d
79. cquisizione delle temperature in zone periferiche del getto a Posizionamento del crogiolo standard sul modello in fase di formatura b Crogiolo standard nel bordo interno di uno stampo in sabbia c Schema di un tassello per posizionamento laterale del crogiolo standard Una strumentazione di questo tipo presenta in primo luogo il vantaggio di monitorare le temperature effettive della lega all interno dello stampo in sabbia durante tutto il processo Inoltre come si pu vedere in figura si possono posizionare pi punti di acquisizione nello stesso stampo La conoscenza dell andamento delle temperature in diversi punti del getto indispensabile per la validazione delle simulazioni del processo fusorio Grazie a questi strumenti nel caso in cui le temperature simulate non trovassero riscontro con quelle misurate risulta possibile individuare eventuali problemi nella caratterizzazione dei parametri di processo che influenzano le modalit di raffreddamento del getto fra i quali propriet termo fisiche delle sabbie coefficienti di resistenza termica all interfaccia condizioni al contorno Come emerso dal capitolo 2 la definizione delle velocit di raffreddamento nelle diverse fasi del processo e nelle diverse zone del 91 x getto condizione fondamentale per una corretta previsione delle microstrutture Tuttavia l impiego di questo tipo di strumentazione molto efficiente per quanto riguarda la misura delle temperature del pro
80. curatezza della soluzione Ad esempio il calcolo dello spazio fra dendriti secondarie SDAS secondo questi criteri pu essere calcolato a posteriori tramite una costante sperimentale dipendente dal tipo di lega e dai dati di temperature ottenuti dai modelli macroscopici In questo caso anche impiegando modelli che effettuano il calcolo della segregazione il criterio scelto non pu tenere conto degli effetti della micro e macrosegregazione essendo legato a parametri fissi 2 3 2 Modelli Cinetici di Nucleazione ed Accrescimento In seguito si sono sviluppati modelli pi avanzati definiti da Stefanescu 7 Transformation Kinetics TK Models i quali entrano nel dettaglio dei fenomeni cinetici di formazione delle singole fasi permettendo la previsione dell evoluzione delle caratteristiche microstrutturali locali del getto durante tutto il processo fusorio Questi modelli sono concepiti per lavorare in maniera accoppiata con i modelli MT di macrotrasporto La modellazione TK dei fenomeni cinetici che regolano la formazione delle microstrutture fornisce un accurata definizione spaziale e 21 temporale della frazione di solido f x t ed anche delle altre propriet termo fisiche locali della lega attraverso modelli CALPHAD La f calcolata dai modelli TK pu definire localmente l ultimo termine dell eq 4 del modello MT permettendo il calcolo accoppiato dei due modelli Il primo passo per la costruzione di modelli di solidificazion
81. dali GS si pu affermare in generale che un aumento della velocit di raffreddamento o una diminuzione di spessore solitamente causa di un affinamento dei grani e promuove la formazione di perlite Tuttavia nella definizione delle microstrutture occorre distinguere fra gli effetti correlati alle velocit di raffreddamento durante distinte fasi del processo ed in diverse zone del getto Durante la solidificazione le velocit di raffreddamento hanno influenza principalmente sulla dimensione dei grani mentre durante la trasformazione eutettoidica in fase solida le velocit di raffreddamento influenzano principalmente il rapporto fra ferrite e perlite nella matrice metallica Con elevate velocit di raffreddamento associabili ad una trasformazione eutettoidica di tipo metastabile si promuove la formazione di perlite del getto D altra parte un incremento delle velocit di raffreddamento durante la solidificazione causando un affinamento del grano pu favorire indirettamente la formazione di ferrite Nel capitolo 2 4 dedicato ai modelli microstrutturali per ghise sferoidali verr spiegato in maniera approfondita come questo fenomeno dipenda principalmente dal meccanismo di accrescimento della ferrite governato da leggi di diffusione del carbonio nel solido attraverso la fase austenitica Alla luce di queste considerazioni si intuisce come le microstrutture siano fortemente dipendenti dall evoluzione delle diverse modalit di
82. database delle propriet termo fisiche densit conduttivit calore specifico in funzione della temperatura di gran parte dei materiali impiegati nei processi fusori industriali Nei processi di colata in sabbia di ghise sferoidali riveste grande importanza la corretta caratterizzazione delle sabbie che compongono lo stampo le quali possono variare molto in funzione dei fornitori dello stabilimento delle metodologie specifiche di formatura e di eventuale rivestimento Per ottenere risultati accurati pu risultare determinante effettuare attivit mirate di caratterizzazione degli 64 specifici materiali soprattutto delle sabbie impiegati nel relativo processo industriale Per quanto riguarda le propriet della lega oltre a quelle gi citate per gli altri materiali necessario definirne anche altre fra le quali ad esempio la viscosit necessaria per i calcoli fluidodinamici Inoltre risultano indispensabili anche altre propriet che definiscono il comportamento della lega durante la solidificazione fra le quali temperatura di liquidus e di solidus calore latente di solidificazione 0 in alternativa l andamento globale dell entalpia in funzione della temperatura La corretta impostazione di queste propriet una delle fasi pi critiche del processo di simulazione di colata In generale i codici di calcolo commerciali sono dotati di database delle propriet delle leghe pi diffuse nella pratica fusoria Tuttavia occorre
83. dell attrezzatura sperimentale di colata a moduli termici differenziati e numerazione di riferimento dei cubi Le strutture cubiche vengono formate nella parte inferiore dello stampo questo fatto pu causare fenomeni di turbolenza in fase di riempimento a causa della caduta della lega sul fondo dei cubi pi 118 grandi D altra parte questa soluzione costruttiva risulta semplice ed economica Inoltre per assicurare un riempimento pi omogeneo stato previsto l inserimento di due filtri prima della ramificazione dei due canali principali I cubi presentano lati di dimensioni 60 75 100 120 150 180 e 210 mm Ad ogni cubo stata assegnata una denominazione numerica da 1 a 7 con ordine progressivo crescente dal pi piccolo al pi grande Questa variet di dimensioni e quindi di moduli termici permette lo studio di una ampia gamma di velocit di raffreddamento In tabella 4 1 sono riportate dimensioni e rispettivi moduli termici dei cubi dell attrezzatura Si definisce Modulo termico M di un componente ottenuto per fusione il rapporto fra il volume V della parte e le sue superfici S di scambio termico Tabella 4 1 Denominazione dimensione e rispettivi moduli termici dei cubi dell attrezzatura sperimentale di colata Numerazione Modulo termico M Cubo cm Per un cubo di lato l che scambia calore attraverso tutte le sue superfici il modulo termico calcolabile secondo la formula semplificata 3
84. dell energia AG richiesta per la creazione della superficie del nucleo e quella AG fornita dalla solidificazione del volume del nucleo Il massimo della curva AG R corrisponde al raggio critico Rc raggio minimo necessario che un germe cristallino omogeneo deve raggiungere per diventare stabile ed avere la possibilit di accrescere 1 Sostituendo r nella 13 si trova la differenza di energia libera AGH MO necessaria per dare inizio alla nucleazione omogenea Questo valore rappresenta una barriera energetica da superare per dare inizio alla nucleazione e quindi alla solidificazione di una lega 26 40 4T 80 pAspAT CR pAs AT 167 o 3 pAs AT Tuttavia per ragioni di sintesi non si entrer ulteriormente nel AGRO Age 16 dettaglio della nucleazione omogenea fenomeno secondario nel caso delle leghe di ghisa sferoidale e si tralascera anche la parte relativa alla nucleazione dovuta a fenomeni dinamici di movimento dei germi cristallini Infatti la modellazione della Nucleazione dinamica risulta complessa non solo a livello matematico ma anche a causa della mancanza di informazioni accurate sulla fisica del fenomeno stesso Nella nucleazione dinamica infatti frammenti cristallini gia nucleati vengono trasportati a causa di fenomeni convettivi all interno della zona liquida della lega e possono fungere da substrato eterogeneo per la nucleazione di altri germi cristallini Nonostante la complessita del fenomeno d
85. di concentrazione attraverso questo guscio AC C risulta di conseguenza molto limitato all inizio dell accrescimento radiale Con un AC molto basso diventa determinante il fenomeno di resistenza al passaggio di atomi di carbonio che si ha in presenza di una interfaccia Trascurando la crescita della grafite dal procedimento di impostazione di bilanci di massa del carbonio visti in precedenza si ottiene una formulazione della velocita V di accrescimento radiale della ferrite similare a quella proposta da Venugopalan ed altri eq 51 AE eee dai aay ex 53 dt dt Py Ta Ta Tg C7 Cz 3 Dove wu coeff di interfaccia sperimentale m s sostituisce il coeff di diffusivit D e richiede l aggiunta di un termine moltiplicativo rg AC corretto con un ulteriore salto di concentrazione dovuto alla resistenza all interfaccia Il termine esponenziale deriva dalla formulazione di Avrami Johnson Mehl per tenere conto dei fenomeni di schiacciamento dei grani cap 2 3 2 1 Da notare che proprio per la sua crescita esponenziale per valori alti di ry questo termine perde di significato Il problema non sussiste in quanto si applica solo nella prima fase di crescita del guscio ferritico In 49 si propongono alcune relazioni derivate da dati sperimentali su ghise sferoidali per il calcolo del coeff di interfaccia u u 9 49 107 77965 exp 9775 T K Cu 7 72 10 7 54 3 Accrescimento radiale gove
86. dificazione e raffreddamento di una lega le misure sperimentali non si sono limitate solo alle microstrutture finali ponendo invece grande attenzione anche all andamento delle temperature dell intero processo In seguito si elencano le categorie principali di strumenti di indagine impiegati attrezzature sperimentali di colata strumenti di misura e analisi delle temperature strumenti di analisi micrografica strumenti di simulazione di colata In questo capitolo viene effettuata una descrizione approfondita degli strumenti di indagine standard o autocostruiti che sono stati impiegati e delle attivit sperimentali che hanno portato alla definizione e realizzazione alcuni di questi Per quanto riguarda gli strumenti di simulazione di colata si fa riferimento a quanto detto sul codice commerciale impiegato ProCast nel capitolo 2 5 3 1 ATTREZZATURE SPERIMENTALI DI COLATA Le dinamiche di solidificazione di una lega sono fortemente influenzate da svariati parametri di processo Fra i principali si individuano la composizione chimica le modalit di trattamento del bagno e le dinamiche di raffreddamento Nel caso di quest ultimo parametro occorre notare come le velocit di raffreddamento dipendenti principalmente dalle modalit di asportazione del calore possano variare anche sensibilmente fra una parte ed un altra dello stesso getto In letteratura sono stati effettuati molti studi sistematici di valutazione dell influenza di
87. dulo termico Nelle figure 4 13 4 14 4 15 sono riportati grafici relativi alle analisi della derivata prima delle temperature registrate nei cubi 1 3 6 rappresentativi di moduli di raffreddamento rispettivamente piccoli medi e grandi 1300 1 Temperatura TEutettico teorica 1145 C 1250 Derivata su temperature EMWA 0 5 1200 1150 gt 0 5 1100 T eutettico min 1136 dT dt Temperatura C T Liquidus 1154 1 1050 1000 Tempo di Solidificazione 4 min 50 sec 950 60 120 180 240 300 360 420 480 Tempo secondi Figura 4 13 Analisi della derivata delle temperature registrate nel cubo 1 di lato 60mm 132 1300 0 6 Temperatura T Eutettico teorica 1145 C 1250 0 4 Derivata su temperature EMWA 1200 T Liquidus 1156 Teutettico min 1145 e BR wu Temperatura C e oO O 1050 1000 Tempo di solidificazione 15 min 30 sec 0 10 20 30 Tempo minuti Figura 4 14 Analisi della derivata delle temperature registrate nel cubo 3 di lato 100mm 1300 1250 0 3 Temperatura T Liquidus 1160 1200 H a un o Temperatura C e So o 1050 4 1000 950 50 T Eutettico teorica 1145 C Derivata su temperature EMWA 0 2 60 70 80 Tempo minuti Figura 4 15 Analisi della d
88. e Ferrite sa es o ui 782 a o gt W 760 Austenite Ferrite Cementite 749 Pearlite 720 A Z 0 5 1 0 1 3 WEIGHT_PERCENT C Figura 2 16 Diagramma di fase Fe C Si stabile e metastabile calcolato in funzione della composizione chimica mediante il software Thermo Calc 16 Sezione per 2 5 di Si Si osservano differenze notevoli fra le temperature di eutettoide stabile correlate con la formazione di ferrite e quelle di eutettoide metastabile correlate con la formazione di perlite ferrite pi cementite La modellazione del fenomeno di formazione della perlite nelle ghise si pu ricondurre a quella sviluppata in letteratura da Hillert 69 70 per 58 gli acciai Nel 1985 questi modelli furono implementati nelle ghise da Tewari e Sharma 71 Venugopalan 64 defin un criterio di additivit per la nucleazione eutettoidica che tenesse conto della formazione della Perlite Lacaze e Gerval 68 definiscono una legge empirica di Nucleazione della Perlite dipendente dal sottoraffreddamento AT rispetto alla temperatura T di trasformazione metastabile dN dT ae f Nmax Np Ap 4Tp dt 56 con Ap m costanti sperimentali Np Nmax numero di noduli di perlite e massimo equivalente a quello di grafite per unit di volume f frazione di austenite non trasformata In seguito sono state sviluppate altre formulazioni sperimentali similari nelle quali il termine fra parentesi quadre poten
89. e parti Inoltre i metodi numerici impiegati nei principali codici commerciali prevedono anche l impostazione delle equazioni risolutive nel tempo su un intervalli temporali finiti In generale il bilanciamento dei parametri che definiscono la suddivisione spaziale e temporale deve essere valutato caso per caso ed opportunamente differenziato anche in funzione delle dimensioni delle diverse parti del sistema studiato e della tipologia e durata dei fenomeni che si vogliono valutare Il passo successivo nell impostazione del calcolo la definizione delle condizioni al contorno e delle propriet fisiche dei materiali L impostazione delle condizioni al contorno una fase fondamentale per ottenere una modellazione del processo coerente con le condizioni reali in cui questo avviene In questo contesto una conoscenza accurata dello standard produttivi impiegati in uno stabilimento per il processo in analisi o per processi similari risulta di fondamentale In molti casi una delle soluzioni migliori rimane comunque la misura diretta dei principali parametri di processo temperatura tempi portata e velocit del flusso della lega in entrata nello stampo temperature dei materiali quali stampi e raffreddatori In generale per tutti i materiali sabbie anime raffreddatori isolanti etc necessario assegnare le propriet termo fisiche coinvolte nelle formulazioni di scambio termico del problema I principali codici commerciali sono dotati di
90. e MT TK che accoppiano le equazioni macroscopiche di trasporto dell energia con quelle delle trasformazioni cinetiche microstrutturali la suddivisione del dominio del getto in elementi di dimensioni macroscopiche imponendo una temperatura uniforme all interno di ciascuno di questi Fig 2 2 Gli approcci pi semplici 14 16 si basano sulla assunzione semplificata che la fase solida abbia velocit nulla one velocity models cio che i grani nucleati rimangano fissi nella posizione di origine Tipicamente si ritiene che per valori fra 0 2 e 0 4 di frazione di solido il materiale solidificato non sia pi in grado di muoversi rendendo accettabile l approssimazione Imponendo che ogni singolo macrovolume risulti chiuso al trasporto di massa e della quantit di moto ma aperto al trasporto di energia risulta possibile l impiego dell eq 4 Passando ad una scala microscopica ogni macroelemento viene suddiviso in ulteriori microelementi tipicamente sferici nel caso degli one velocity models basandosi su leggi di nucleazione In ognuno di questi elementi microscopici considerati aperti al trasporto delle specie chimiche si impone una velocit V di crescita del grano sferico imposta da considerazioni cinetiche In tempi pi recenti 17 sono stati sviluppati modelli pi avanzati denominati two velocity models dove il singolo elemento macroscopico considerato aperto non solo al trasporto di energia ma anche di massa e qua
91. e di ghisa sferoidale nei quali la trasformazione ferritica stata interrotta in momenti differenti tramite imposizione di un raffreddamento rapido a differenti temperature a 773 C b 759 C c 744 C d 731 C Sono evidenti i differenti stadi di formazione e crescita radiale della ferrite intorno allo sferoide 61 e Gi i primi lavori di Brown e Hawkes del 1965 61 ed altri poco successivi 62 definivano la trasformazione eutettoidica stabile di austenite in ferrite come una trasformazione ferritica isoterma essenzialmente controllata dalla diffusione del carbonio verso lo sferoide grafitico attraverso il guscio ferritico Similarmente alla modellazione relativa all eutettico il materiale viene suddiviso secondo leq 38 in microunit sferiche di raggio finale r 47N 3 7 3 51 austenite ferrite graphite Temperature sh Carbon content a b Figura 2 14 Trasformazione eutettoidica stabile a Schema di Diagramma Fe C Si Stabile in una sezione a Si costante in una zona relativa alla trasformazione eutettoidica T temp eutettoidica inferiore T temp eutettoidica superiore o di riferimento b Profilo di concentrazioni di carbonio intorno ad un nodulo di grafite durante la trasformazione dell austenite in ferrite e Secondo la modellazione proposta da Venugopalan 63 64 le principali fasi del fenomeno di trasformazione di austenite in ferrite e grafite sono le seguenti 1 Nucl
92. e ottenuto si sono scelti dei punti di controllo per la verifica della validit delle previsioni delle propriet meccaniche in zone dove questi fenomeni non si presentassero Si sono scartate le zone superiori dei cubi soggette in alcuni casi a fenomeni di cavit da ritiro e porosit e le zone centrali soggette a potenziali fenomeni di porosit e segregazione Infine per ogni modulo termico si sono selezionati 3 provini estratti dalle zone inferiori a circa un terzo dell altezza totale di ogni cubo zone esenti dai fenomeni sopracitati In figura 4 25 si riporta lo schema di estrazione dei provini di caratterizzazione meccanica provini di trazione e la zona scelta per la verifica dei dati di previsione numerica 000 000 S Figura 4 25 Schema di estrazione dei provini di caratterizzazione meccanica provini di trazione e zona scelta per la verifica dei dati di previsione numerica linea tratteggiata 150 In tabella 4 6 si riporta il confronto fra i dati di propriet meccaniche misurate e previste facendo riferimento alla media dei valori relativi alle zone inferiori dei cubi linea tratteggiata in fig 4 25 I risultati numerici presentati in tabella mostrano una buona corrispondenza ed in generale una leggera sottostima nei confronti dei dati misurati con errori compresi fra il 3 ed il 15 I grafici riportati in figura 4 26 ad eccezione di quello relativo all allungamento percentuale dimostrano la buona corr
93. e tipologie di ghise sferoidali caratterizzate da diverse strutture della matrice metallica secondo la norma UNI 4544 si evidenzia come il contenuto di perlite sia direttamente correlato all incremento di durezza di carico di rottura e snervamento a trazione del materiale D altra parte le ghise con un maggior contenuto di ferrite presentano allungamenti percentuali di rottura a trazione nettamente pi alti ed in generale comportamenti pi duttili Un contenuto di perlite eccessivo pu penalizzare fortemente la resistenza a fatica di componenti in ghisa sferoidale Tabella 1 1 Propriet meccaniche e struttura della matrice metallica delle ghise sferoidali secondo le norme UNI 4544 Tipo Struttura della Rm min Rs min A HB P Matrice N mm2 N mm2 GS 370 17 Ferritica 370 230 17 128 176 GS 400 12 Freyalentemente 400 250 12 140 197 Ferritica GS 500 7 Perlitica Ferritica 500 320 7 168 236 GS 600 2 Perlitica 600 370 2 188 264 GS 700 2 Perlitica 700 440 2 225 296 GS 800 2 Ferlitica ordi 800 480 2 243 345 rinvenimento Alla luce delle considerazioni effettuate si comprende come l incremento delle prestazioni meccaniche di un materiale come la ghisa non possa limitarsi ad aspetti strettamente legati alla composizione chimica iniziale della lega ed ai suoi trattamenti di inoculazione e sferoidizzazione ma necessiti di una sempre maggiore conoscenza delle condizioni del processo fusorio e dell
94. eazione di Ferrite all interfaccia Grafite Austenite Viene definito un periodo di incubazione che corrisponde al tempo per il quale si forma una frazione di volume di ferrite osservabile tipicamente 1 Per la modellazione si assume che trascorso il periodo di incubazione tutti i noduli vengano istantaneamente circondati da un guscio ferritico di spessore desunto dalla frazione di volume impostata in precedenza 2 Accrescimento della Ferrite Grafite Si considera un accrescimento della Ferrite governato dalla espulsione e diffusione del carbonio verso il nodulo grafitico e verso l austenite esterna non ancora trasformata 52 La formulazione analitica segue gli stessi passaggi illustrati nel per la modellazione analitica della crescita dell eutettico in quanto governata da similari fenomeni di diffusione con la stessa ipotesi di regime stazionario fig 2 14 Si considerano quindi i bilanci di massa del carbonio e le equazioni di diffusione rispettivamente all interfaccia ferrite grafite ed all interfaccia austenite ferrite fig 2 14 da OCa ae gl Ga pabel Se 47 Tg dr 7 3 OC OC Bal C PeDe 0 Pr 52 49 Ta Ta Dove x y incognite della notazione che individuano la tipologia di fase grafite g austenite y liquido l ferrite a Sifa riferimento alla stessa notazione del par 2 4 2 Dall ipotesi di processo stazionario di diffusione del carbonio e derivando una semplice legge di concentrazione di carb
95. elazione fra propriet meccaniche previste e misurate Tabella 4 6 Confronto fra propriet meccaniche misurate e previste effettuato per i valori medi relativi alle zone inferiori dei cubi linea tratteggiata in fig 4 25 HB durezza brinell Rm tensione di rottura Rs tensione di snervamento E allungamento percentuale a rottura Spessore YS UTS HB E cubo MPa MPa di Mis Pred Mis Pred Mis Pred Mis Pred 210 mm 171 148 311 280 509 455 8 8 180 mm 173 153 332 288 524 472 11 9 150 mm 182 156 350 311 558 496 12 11 120 mm 183 162 367 328 584 516 9 11 75 mm 205 183 385 364 662 579 9 11 151 240 220 200 370 y 1 0385x 17 715 R 0 8967 180 330 Experimental HB y 0 7675x 106 66 R 0 9049 Experimental YS MPa 160 290 140 r 250 r 140 160 180 200 220 240 250 290 330 370 410 450 Predicted HB Predicted YS MPa a b 750 700 4 650 600 550 y 1 0437x 43 943 R 0 929 Experimental E 500 4 Experimental UTS MPa 450 400 400 500 600 700 4 6 8 10 12 14 16 Predicted UTS MPa Predicted E c d Figura 4 26 Grafici di correlazione fra propriet meccaniche misurate e previste a Durezza brinell b tensione di snervamento c tensione di rottura d allungamento percentuale a rottura 4 4 CON
96. emperatura Un osservazione in dettaglio della trasformazione eutettica fig 4 18 mostra una buona corrispondenza fra i tempi di solidificazione misurati e previsti nei diversi moduli termici Anche le temperature a cui avviene la trasformazione eutettica secondo la simulazione 140 seguono lo stesso andamento di quelle misurate anche se con minore variazione Infatti anche nella simulazione le temperature alla quale avvengono i fenomeni di trasformazione eutettica e quindi di solidificazione si abbassano al diminuire del modulo termico inoltre si verifica un incremento dell entit del sottoraffreddamento della lega La valutazione del sottoraffreddamento della lega rispetto alla temperatura locale di eutettico uno dei parametri fondamentali per i modelli di previsione micro strutturale La validazione degli strumenti di simulazione termica permette di effettuare una stima affidabile dell andamento delle temperature in tutte le parti del getto In figura 4 20 si riporta come esempio la previsione mediante simulazione numerica delle differenze di andamento delle temperature fra centro e periferia di un generico cubo dell attrezzatura sperimentale di colata 1400 1300 Cubo 6 Angolo 1200 8 Cubo 6 Centro 1100 1000 900 Temperatura C 800 700 600 Tempo Minuti Figura 4 20 Stima mediante simulazione numerica delle differenze di andamento delle temperature fra centro e periferia di un
97. enomeno di bilanciamento degli effetti pro perlite dell aumento delle velocit di raffreddamento all eutettoide con gli effetti pro ferrite dell affinamento dei grani dovuto all aumento delle velocit di raffreddamento all eutettico riscontrati nelle micrografie del getto 2 In tabella 5 3 si riportano i dati gi riportati in tab 5 2 esclusivamente per la di perlite ed ordinati secondo settori verticali per evidenziare la distanza dalla zona di applicazione del raffreddamento attivo Tabella 5 2 Perlite Confronto fra i valori relativi ai due getti a diverse distanze dal sistema di raffreddamento attivo Provini metallografici disposti secondo lo schema in fig 5 9 Contenuto di Perlite della matrice metallica Attrezzatura 1 Riferimento 2 Raffreddamento attivo Settore Interno Centrale Esterno Interno Centrale Esterno Media settore 15 16 7 15 7 15 16 7 14 3 verticale Media totale 15 8 153 getto Se si mettono a confronto i rispettivi settori verticali a causa di una marcata variabilit dei dati singoli non possibile individuare un andamento coerente delle microstrutture in funzione dell influenza del 172 raffreddamento attivo La variabilit dei dati probabilmente imputabile alla variazione delle condizioni che regolano altri fenomeni complessi che avvengono all interno del getto In particolare per getti di grandi dimensioni le dinamiche di convezione della lega durante la sol
98. enomeno di tale complessit non cosa facile e richiede una serie di semplificazioni pi o meno drastiche Ad ogni modo i diversi modelli sviluppati nel tempo non descrivono il fenomeno secondo le 7 fasi illustrate in precedenza basandosi di solito sulla descrizione di solo due fenomeni principali A Nucleazione di sferoidi di grafite B Accrescimento contemporaneo di grani sferici composti da grafite circondata da un guscio di austenite La diffusione del carbonio attraverso il guscio austenitico uno dei principali fenomeni che governa il meccanismo di accrescimento del cosiddetto grano eutettico A Nucleazione di sferoidi di grafite Nella pratica fusoria della ghisa noto che i principali fattori che influenzano la nucleazione sono inoculazione e sottoraffreddamento Il trattamento di inoculazione dispersione nel bagno di materiali a base di Fe e Si contenenti particelle X Al Ca Sr Ba Mn Ce ed altre terre rare fornisce siti per la nucleazione eterogenea esogena diminuendo il sottoraffreddamento necessario per ottenere un nucleo stabile vedi par 2 3 2 2 49 Nella ghisa sferoidale anche il trattamento di sferoidizzazione a base di Magnesio ha un ruolo cruciale nei fenomeni di nucleazione Come ben noto nella pratica fusoria proprio il Magnesio in virt della sua reattivit con Zolfo ed Ossigeno a permettere la crescita in forma sferica della grafite Secondo Sadocha e Gruleski 50 il naturale acc
99. er mezzo di simulazione numerica di processo Le simulazioni termiche sono state effettuate mediante strumenti commerciali in grado di effettuare il calcolo dell evoluzione delle microstrutture durante il processo Questi strumenti implementano database dinamici per il calcolo delle caratteristiche termodinamiche in funzione delle condizioni locali di solidificazione Attraverso il confronto con temperature registrate stato possibile raggiungere un alto livello di accuratezza nella previsione delle curve di raffreddamento in ogni punto del getto dati fondamentali per la previsione delle microstrutture Le microstrutture 117 previste trovano infatti riscontro in quelle misurate permettendo attraverso l impiego di correlazioni sperimentali anche la stima delle propriet meccaniche locali del getto 4 1 STRUMENTI E METODI DI INDAGINE 4 1 1 Attrezzatura di colata L attrezzatura di colata stata progettata per ottenere differenti condizioni di solidificazione e quindi differenti microstrutture e propriet meccaniche della ghisa Sono state realizzate placche modello per la classica formatura di stampi in terra verde La morfologia dell attrezzatura che si ottiene dopo la formatura riportata in figura 4 1 ed costituita da un bacino e canali di colata opportunamente dimensionati atti al riempimento di sette parti di forma cubica 100mm Pouring basin Wwwost 150mm 120mm wwotz Figura 4 1 Schema
100. er unit di volume N pu essere ottenuto dalla conversione del valore planare N secondo l equazione di Wiencek 110 111 N 64 115 116 CAPITOLO 4 MODELLAZIONE MICROSTRUTTURALE IN PROCESSI DI COLATA CON DIFFERENTI MODULI TERMICI In questo capitolo si presentano le attivit relative alla validazione e calibratura di strumenti di modellazione di processo ed di previsione delle microstrutture di ghise sferoidali effettuati con una attrezzatura di colata sperimentale a moduli termici differenziati Si definita ed impiegata una attrezzatura sperimentale di colata costituita da strutture cubiche di diverso modulo termico volta alla valutazione dell influenza sulla microstruttura dei parametri di processo in un ampia gamma di velocit di raffreddamento In particolare si voluto ampliare il campo di studio ai grandi spessori fino a 200mm per verificare la validit degli strumenti di simulazione noti e di alcune delle costanti sperimentali impiegati nei modelli di previsione numerica Le temperature sono state registrate direttamente nel centro di ogni struttura cubica del getto mediante termocoppie rivestite con materiali ceramici Sono stati estratti campioni metallografici da ogni cubo per valutare il gradiente di variazione delle microstrutture attraverso l intero spessore dei getti in termini di numero di noduli raggio grafitico e frazioni di grafite ferrite e perlite Le colate sperimentali sono state studiate p
101. ergia assorbita mediante prova di Charpy a 20 C sampiono venti 60 ooe Sample no N mm N mm 0 20 C Tensile Test 1 1 3 outside 242 379 16 1 2 2 middle 248 379 16 1 3tinside 261 380 179 2 1 3 outside 245 2 2 2 middle 242 381 2 3 1 inside 257 382 Impact Test 1 2 3 outside 1 1 1 inside 2 2 3 outside 2 3 2 middle 2 1 1 inside 245 242 257 1 3 2 middle ed 176 5 3 RISULTATI NUMERICI E CONFRONTO CON MISURAZIONI SPERIMENTALI Le simulazioni numeriche del processo di colata sono state effettuate con il software commerciale ProCast EsiGroup secondo le modalit gi descritte nel capitolo 4 Il raffreddamento attivo stato modellato mediante l imposizione di una condizione al contorno di convezione forzata in aria a temperatura ambiente 20 C Si impiegato un coefficiente di scambio termico di 500 W m K dedotto da comparazione con casi similari e validato attraverso confronto con gli andamenti delle temperature misurati In figura 5 17 si riporta come esempio il confronto fra gli andamenti di temperature registrati e previsti nel punto di misura 3 dei due getti colati 1300 3 No Cooling Measured 1200 T3 No Cooling Simulated 1100 T3 Cooling Measured 1000 T3 Cooling Simulated Temperature C 500 Time hours Figura 5 17 Confronto fra andamenti di temperature registrati e previs
102. erivata delle temperature registrate nel cubo 6 di lato 180mm 133 dT dt Le analisi termiche hanno fornito temperature notevoli differenti della lega pur trattandosi della stessa colata Infatti queste temperature individuano le temperature alle quali avvengono i fenomeni di formazione e trasformazione delle microstrutture i quali sono influenzati dalle velocit di raffreddamento e di conseguenza dai moduli termici Nei cubi pi grandi con la diminuzione delle velocit di raffreddamento si sono registrati bassi valori di sottoraffreddamento ed un innalzamento delle temperature di trasformazione eutettica fino a valori tipici di trasformazioni stabili In tabella 4 3 ed in figura sono messe a confronto le temperature notevoli misurate nei diversi cubi ed in pi si riportano anche i risultati dell analisi termica effettuata con il software commerciale ITACA su un campione della stessa lega colata in un crogiolo standard posto nei pressi della stazione di colata riportata come esempio in figura 3 3 Si pu notare come l analisi termica standard sia rappresentativa delle condizioni di solidificazione di moduli termici piccoli trovando riscontro nei valori dell analisi termica effettuata sul cubo 1 di lato 60mm dimensione comparabile con quella del crogiolo In questo caso l analisi termica standard poco rappresentativa delle temperature notevoli riscontrate nei cubi di dimensioni maggiori risulta principalmente uno strumento valida
103. ernato dalla diffusione attraverso il guscio austenitico 68 1 00 0 90 0 80 0 70 0 60 0 55 0 48 0 46 0 44 0 42 0 40 0 38 0 36 0 34 0 32 0 30 Figura 2 20 Esempio di previsione della frazione di ferrite scala da 0 a 1 in un getto di ghisa sferoidale e verifica mediante confronto con analisi micrografica al microscopio ottico le zone chiare corrispondono alla fase ferritica L impiego di questi modelli microstrutturali in maniera accoppiata aumenta il grado di accuratezza della simulazione a scapito per dei tempi di computazione In particolare nell impiego durante le attivit di tesi del codice di calcolo ProCast si individuato un buon compromesso impiegando approcci similari a quelli One velocity model definiti nel capitolo 2 3 Questo tipo di approccio di questo tipo prevede la risoluzione del problema su un dominio suddiviso in macroelementi aperti al trasporto di energia ma non a quello di massa e di quantit di moto In definitiva dopo la fase di riempimento si sono escluse le equazioni relative al calcolo fluidodinamico sacrificando il contributo dei fenomeni convettivi che interessano la lega in virt di una diminuzione dei tempi di calcolo Si sottolinea che la complessit computazionale che deriva dall impiego dei modelli microstrutturali risulta comunque piuttosto elevata a causa dei vincoli imposti dalla necessit di effettuare il calcolo su un intervallo temporale molto ristretto in grado di ap
104. erno 156 40 200 200 200 Furanic Sand im ni i 320 1180 Figura 5 2 Schema dell attrezzatura di colata sperimentali di riferimento 40 a 645 320 Figura 5 3 Schema dell attrezzatura di colata sperimentale con sistema di raffreddamento attivo ad aria Sono state realizzati opportuni modelli per la formatura di stampi in sabbia furanica Gli stampi in sabbia hanno subito un trattamento di verniciatura con rivestimenti a base acquosa Nelle figure 5 2 e 5 3 sono riportate le dimensioni principali delle attrezzature di colata sperimentali In figura 5 4 si illustrano le diverse parti del sistema di colata comprendente un ampio bacino di colata a ed un sistema semplice a canale di colata unico con riempimento in sorgente 157 350 45 5 7 60 100 110 b a Figura 5 4 Sistema di colata a bacino di colata b canali di colata La seconda attrezzatura fig 5 3 prevede linserimento in fase di formatura del raffreddatore attivo costituito da due tubi in acciaio coassiali di diametro 90 e 60mm Dal tubo interno l aria viene mandata verso il basso fino a sfociare alla base del tubo esterno nel quale risale per uscire all esterno Durante il tragitto di risalita nel tubo esterno il quale a contatto diretto con la sabbia dello stampo l aria a temperatura ambiente asporta calore dallo stampo e di conseguenza dal getto In figura 5 5 riportato il modello con i tubi g
105. evano resistere non solo a forti sollecitazioni termiche prolungate ma anche all esposizione ad un ambiente chimicamente aggressivo di alta temperatura il bagno fuso ed in maniera minore anche alle sollecitazione meccaniche dovute al riempimento della forma Inoltre le esigenze di robustezza della sonda dovevano trovare il giusto compromesso con la necessita di influenzare il meno possibile la misura Infatti in generale sistemi troppo grandi possono perturbare le modalita di raffreddamento caratteristiche del processo specifico Inoltre sonde troppo spesse o di materiali a bassa diffusivita possono causare alti errori di misura Una soluzione pi semplice si basa sull impiego di termocoppie commerciali S o Ra base platino le quali risultano notoriamente adatte per impieghi ad elevate temperature fino a 1600 C Il principale limite dell impiego di queste termocoppie costituito dal costo molto elevato Di conseguenza si sono cercate soluzioni alternative che permettessero di ridurre i costi ed aumentare il numero dei punti di misura Quindi si sono vagliate differenti soluzioni per la realizzazione di sonde costituite da termocoppie pi economiche rivestite con materiali refrattari La scelta delle termocoppie da rivestire ricaduta sul tipo K Chromel Ni Cr Alumel Ni Al comunemente impiegate nel crogiolo standard e di costo nettamente inferiore Il campo di applicazione di questo tipo di termocoppie compreso tra 200 C e
106. evata conducibilit termica sia alle interessanti propriet meccaniche e di resistenza ad usura Tali propriet possono essere variate in un ampio intervallo agendo sui parametri di processo che influenzano la formazione delle microstrutture Infatti le diverse modalit di solidificazione e raffreddamento di queste leghe Fe C Si possono portare alla formazione di una vastissima gamma di microstrutture A temperatura ambiente la microstruttura della ghisa principalmente caratterizzate da una fase di Grafite forma allotropica del carbonio e o Cementite composto intermetallico Fe3C disperse in una matrice metallica costituita da Ferrite soluzione solida di carbonio in un reticolo di ferro a e Perlite costituente strutturale eterogeneo composto da strati di Ferrite e Cementite La presenza di grafite in una matrice metallica ferrosa suggerisce evidenti relazioni fra alcuni dei compositi MMC di nuova generazione ed un materiale cos noto come la ghisa Nel contesto di applicazioni che vedono l utilizzo della stessa lega ed anche all interno dello stesso getto a causa di diversi spessori e modalit di asportazione di calore si possono avere velocit di raffreddamento molto diverse e quindi modalit di solidificazione che possono avvicinarsi a sistemi metastabili solidificazione rapida formazione di cementite ghise bianche oppure stabili solidificazione lenta formazione di grafite ghise grigie Nel caso delle ghise sferoi
107. fall H Friedricksson M Hillert J Iron and Steel Inst P 323 1972 55 M Rappaz J D Richoz P Thevoz European Conf on Advanced Materials and Proc Aachen 1989 ed H E Exner p135 56 G Lesoult M Castro J Lacaze Solidification of Spheroidal Graphite Cast Irons I Physical Modelling Acta Mater Vol 46 No 3 pp 983 995 1998 57 D M Stefanescu C Kanetkar in Computer Simulation of Microstructural evolution D J Srolovitz ed TMS Warrendale PA 1985 pp 171 188 58 I L Svensson M Wessen in Modeling of Casting Welding and Advanced Solidification Processes VIII B G Thomas C Beckermann eds TMS Warrendale PA 1998 p 443 59 PANDAT http www materials design co jp 60 K C Su I Ohnaka I Yanauchi T Fukusako In H Fredriksson M Hillert eds The Physical Metallurgy of Cast Iron New York North Holland 1984 p 181 61 B F Brown M F Hawkes AFS Trans 59 1951 181 62 T Owadano T Nishimura H Miyata Trans Jap Inst Met 16 1975 663 63 D Venugopalan AFS Trans 97 1989 271 64 D Venugopalan Metal Trans 21A 1990 913 65 S Chang D Shangguanand D M Stefanescu Metall Trans 23A 1992 1333 66 M Wessen I L Svensson Modeling of Ferrite Growth in Nodular Cast Iron Metall Trans 27A 1996 2209 67 I L Svennsonn M Wessen A Gonzalez Conf Proc MCWASP VI TMS 1993 29 68 J Lacaze V Gerval Modeling of the Eutectoid Reac
108. fasi presenti nella lega non permettono una vera e propria descrizione delle microstrutture locali non definendo dimensioni e forma delle diverse fasi 19 2 3 MODELLI MICROSTRUTTURALI x Nel capitolo 2 2 si visto come i modelli di segregazione da soli possano fornire informazioni quantitative sulla formazione delle diverse fasi e quindi sulla f ma non permettano una vera e propria descrizione delle microstrutture locali non definendo dimensioni forma e distribuzione delle diverse fasi Per questo motivo sono stati sviluppati svariati modelli in grado di valutare i fenomeni che coinvolgono la formazione delle microstrutture Una lega durante la solidificazione interessata da fenomeni locali di nucleazione accrescimento e trasformazione delle diverse fasi i quali portano alla definizione delle microstrutture finali della lega Nel corso degli anni si sono sviluppati svariati modelli matematici per la previsione di microstrutture in componenti ottenuti con processi fusori Fra le caratteristiche microstrutturali che possono essere previste a livello locale con questi modelli non vi sono solo le percentuali delle fasi presenti nel materiale finale ma anche le diverse propriet di dimensione distribuzione e morfologia medie dei grani Alcuni di questi modelli permettono non solo la previsione delle microstrutture finali ma anche dell evoluzione delle stesse durante il processo ottenendo quindi una descrizione pi accurata dell
109. generico cubo netta differenza di temperatura in fase di solidificazione temperature uniformi durante la trasformazione eutettoidica Si pu notare che l andamento delle temperature fra centro e periferia si differenzia molto durante le fasi di solidificazione mentre in seguito l intero cubo assume temperature quasi uniformi Per ogni modulo termico si individua quindi un netto gradiente di velocit di 141 raffreddamento durante la solidificazione mentre si pu individuare una velocit di raffreddamento all eutettoide uniforme per tutto il cubo Questo fenomeno conferma le ipotesi effettuate nel cap 4 2 2 sulle cause dell andamento delle microstrutture riscontrato dovuto alla diversificazione delle velocit di raffreddamento nelle diverse fasi eutettica ed eutettoidica del processo La validazione dello strumento di previsione termica risulta una fase indispensabile per ottenere uno strumento affidabile di previsione delle microstrutture in tutte le parti del getto 4 3 1 Previsioni microstrutturali Le previsioni microstrutturali sono state effettuate mediante l implementazione nel software di simulazione di colata di modelli numerici per la previsione delle microstrutture Si tratta di modelli deterministici che effettuano il calcolo dell evoluzione delle microstrutture nel tempo e nelle diverse parti del getto I fenomeni che determinano l entit di nucleazione crescita e trasformazione di fasi e componenti strutturali
110. getto ha permesso la definizione delle condizioni di raffreddamento in funzione del sistema di raffreddamento attivo e la validazione dei risultati termici delle simulazioni FEM di processo Inoltre il crogiolo standard ATAS CUP stato impiegato anche nella sua applicazione classica come strumento di analisi termica di un piccolo campione di lega colato a parte 5 1 3 Colate sperimentali Le attivit di colata sono state effettuate presso le fonderie Global Casting di Magdeburg Germany Durante l esperienza di colata fig 5 8 sono state formate ed impiegate due attrezzature di colata in sabbia furanica verniciate con rivestimenti a base acquosa Ogni attrezzatura di colata stata dotata di tre termocoppie per il monitoraggio delle temperature L acquisizione delle temperature all interno dei getti stata portata avanti per un tempo totale di 5 giorni anche dopo la fase di destaffaggio effettuato dopo circa 35 ore dal riempimento ad una temperatura media dei getti di 400 450 C Durante la prova sono stati monitorati costantemente parametri di processo quali la temperatura del bagno in siviera modalit dei trattamenti di inoculazione e sferoidizzazione nonch modalit e velocit di riempimento delle forme Questi dati risultano di fondamentale importanza per la corretta impostazione della simulazione di colata La composizione chimica del bagno di lega dopo trattamento al magnesio valutata attraverso quantometro riporta
111. go in campo metallurgico per la produzione di crogiuoli in campo elettrotecnico ed elettronico grazie alle sue eccellenti caratteristiche elettriche impiegato anche come rivestimento di termocoppie B Refrattari a base di carburi I carburi refrattari sono quelli derivanti dalla combinazione del carbonio con elementi di transizione o con non metalli I primi sono 97 composti interstiziali nei quali il raggio atomico dell elemento di transizione sufficientemente grande per consentire l ingresso di atomi di carbonio negli interstizi della struttura I carburi dei non metalli come ad esempio il carburo di silicio SiC sono fondamentalmente covalenti In generale esibiscono caratteristiche quali elevata durezza elevata temperatura di fusione o di degradazione notevole inerzia chimica a temperatura ambiente notevole stabilit chimica in atmosfere inerti buona resistenza agli sbalzi termici a seguito della notevole conduttivit La reattivit con l ossigeno alle alte temperature ne limita l impiego a meno che non si formi come per taluni carburi uno strato di ossido protettore che preserva il sistema dall ulteriore attacco In seguito oltre ad una tabella con temperatura di fusione e densit di alcuni carburi refrattari tab 3 2 si riporta un approfondimento relativo ad uno dei carburi refrattari pi impiegati Tabella 3 2 Caratteristiche fisiche di alcuni carburi refrattari adote Tempe
112. he descrivevano la solidificazione in scala macroscopica e con quelli CALPHAD di calcolo del diagramma di fase e delle propriet termo fisiche della lega ha permesso non solo di ottenere uno strumento per la previsione della microstruttura delle varie parti del getto ma anche una risoluzione pi accurata del problema generale di solidificazione e raffreddamento di una lega Infatti nel caso di calcolo accoppiato si ottiene una definizione locale del termine della frazione di solido f in funzione dell evoluzione locale delle microstrutture Si sono sviluppati 66 diversi metodi di accoppiamento dei modelli MT TK principalmente in funzione del livello di accuratezza e dei tempi di calcolo richiesti Il Latent Heat Method LHM il metodo pi accurato essendo completamente accoppiato Fornendo calore latente e frazione di solido i dati provenienti dal calcolo micro strutturale definiscono localmente l ultimo termine dell eq 4 in funzione del tempo I tempi di calcolo di questo metodo risultano molto elevati per la necessit di utilizzare passi temporali di calcolo molto piccoli L accoppiamento totale di calcolo impone infatti di utilizzare lo stesso passo temporale per i due modelli MT e TK Il passo temporale dei modelli microstrutturali deve essere molto pi piccolo del tempo di recalescenza per permettere una modellazione dei fenomeni cinetici che portano alla solidificazione in scala microscopica Di conseguenza i tempi di
113. he per i diversi moduli x termici In definitiva si effettuata una analisi post processo della derivata prima dei segnale di temperatura ottenendo i dati relativi a T liquidus T Temperatura a cui si forma il primo nucleo solido solitamente costituito da una fase primaria corrispondente al primo massimo relativo della derivata In ghise sferoidali di composizione prossima all eutettico come nel caso oggetto di studio questa temperatura pu essere molto vicina o addirittura coincidere con la temperatura di formazione della fase eutettica T eutettica minima Temin Temperatura minima raggiunta durante la trasformazione eutettica corrispondente al punto dove la derivata uguale a 0 T solidus Ts Temperatura a cui solidifica l ultima particella liquida della lega Secondo il diagramma ferro carbonio dovrebbe coincidere teoricamente con la temperatura di eutettico tuttavia la 131 presenza di una serie di elementi chimici e di composti basso fondenti che rimangono per fenomeni di macrosegregazione nelle zone di ultima solidificazione pu spostare i valori di questa temperatura anche 100 C sotto quelli della linea dell eutettico Questo punto caratteristico stato principalmente utilizzato non tanto per la determinazione del valore di temperatura quanto per l individuazione dell istante in cui si pu considerare terminata la solidificazione e per determinare quindi il tempo di solidificazione di ogni diverso mo
114. himica specifica della lega ed all influenza delle velocit di raffreddamento locali sulla cinetica di trasformazione della microstruttura durante la solidificazione tenendo anche conto dei fenomeni di diffusione delle specie chimiche presenti nella lega La modellazione dei fenomeni cinetici che regolano la formazione delle microstrutture fornisce un accurata definizione spaziale e temporale della frazione di solido una delle propriet termo fisiche della lega fondamentali per il calcolo delle dinamiche di solidificazione Il calcolo di questa variabile pu essere effettuato in maniera accoppiata con il calcolo termico effettuato a livello macroscopico ottenendo una simulazione di processo che tenga in considerazione nel calcolo della solidificazione il contributo associato alla formazione delle diverse microstrutture nelle diverse parti del getto Molti dei modelli microstrutturali implementati nei principali codici di calcolo commerciali si basano su modellazioni semi analitiche dei fenomeni di formazione delle microstrutture delle quali entrano a far parte anche costanti sperimentali dipendenti dai parametri di processo Ad esempio per quanto riguarda la nucleazione che nel caso della ghisa x sferoidale principalmente di tipo eterogeneo la caratterizzazione 10 sperimentale dello specifico processo di inoculazione impiegato fondamentale per poter impiegare al meglio i modelli microstrutturali 104m 108 m meso micro 109 m
115. i in posizione per la formatura del relativo stampo dotato di sistema di raffreddamento Per l azionamento del sistema di raffreddamento il tubo interno di mandata stato dotato di un semplice rubinetto di collegamento per impianti industriali ad aria compressa visibile in figura 5 6 158 Figura 5 5 Posizionamento di modello tubi di raffreddamento e sistemi di acquisizione termica prima della fase di formatura dello stampo Figura 5 6 Rubinetto di azionamento del sistema di raffreddamento attivo mediante collegamento ad impianto industriale ad aria compressa 159 5 1 2 Strumenti di misura ed analisi delle temperature Le attrezzatura di colata sviluppate sono state dotate di un sistema di monitoraggio ed analisi delle temperature in staffa Per l acquisizione della temperatura si sono utilizzati crogioli standard ATAS CUP comunemente impiegati per l analisi termica a bordo staffa in processi fusori di leghe ferrose Come riportato nel cap 3 2 1 si tratta di prodotti standard costituiti da un crogiolo in sabbia refrattaria dotato di un foro in mezzeria all interno del quale posta una termocoppia di tipo K Chromel Alumen protetta da un piccolo tubo di quarzo La termocoppia viene collegata ad un acquisitore che traduce il segnale e registra le temperature trasmettendole ad un computer sul quale installato un software commerciali di analisi dei dati Per esigenze dello stabilimento produttivo dove stata effe
116. i piuttosto che continua Tali punti sono chiamati nodi della griglia di calcolo La soluzione discreta dell equazione differenziale calcolata in volumi elementari definiti da gruppi di nodi adiacenti che costituiscono gli elementi finiti La contemporanea soluzione in tutti i volumi elementari in cui si suddivide il dominio imponendo opportune condizioni di congruenza sugli elementi adiacenti costituisce il risultato del modello numerico Fra i metodi di discretizzazione pi diffusi nei principali codici per la simulazione di colata si citano il metodo ai volumi finiti FVM il metodo agli elementi finiti FEM metodo alle differenze finite FDM Ad esempio il codice commerciale ProCast EsiGroup impiega principalmente metodi FEM Finite Element Method ad elementi di forma tetraedrica fig 2 19a Invece i codici commerciali MagmaSoft e OpenFoam fig 2 19b impiegano metodi FVM Finite Volume Method principalmente con elementi esaedrici nei quali le variabili discrete vengono calcolate in punti di controllo localizzati al centro di ogni volume elementare Una revisione bibliografica sui diversi metodi matematici impiegati nei 62 x principali codici commerciali di simulazione di colata riportata da Bonollo in 49 In figura 2 19 sono riportati alcuni esempio di discretizzazione mesh delle geometrie di getti effettuate con diversi codici commerciali per simulazione dei processi di colata OY S O
117. i 1 e 2 colati rispettivamente nell attrezzatura sperimentale di riferimento e a raffreddamento attivo Dettaglio sulla fase di solidificazione Temperatura C 1400 T2 Getto1 riferimento T2 Getto2 raffreddamento attivo 1300 1200 1100 1000 900 800 700 600 500 Shake out TOO fai il il ail ent ie lina ei i i ii 300 200 100 0 0 20 120 140 Time Shake out 2 Time Shake out 1 Tempo Ore 24hours 35hours Figura 5 14 Andamento delle temperature della lega registrato nei punti di misura T2 relativi alle zone centrali dei getti 1 e 2 colati rispettivamente nell attrezzatura sperimentale di riferimento e a raffreddamento attivo Possibili tempi di destaffaggio shake out 169 In figura 5 14 si riporta il confronto fra le temperature registrate nelle due diverse attrezzature durante tutto il processo Si registrano poche differenze fra le temperature dei due getti durante la fase di solidificazione Al contrario dopo la solidificazione l effetto del raffreddamento attivo evidente Questi andamenti confermano l efficacia dell attrezzatura impiegata ed il raggiungimento dell obiettivo di variazione delle velocit di raffreddamento in particolare durante le fasi di trasformazione eutettoidica Il getto 2 con raffreddamento attivo raggiunge la temperatura di 450 C temperatura sufficiente per un destaffaggio in 24 ore contro le 35 dell attrezzatura di riferiment
118. i ferrite e non della perlite 77 Infatti essendo l accrescimento della ferrite principalmente governato da fenomeni di diffusione radiale del carbonio con tale struttura il carbonio deve percorrere distanze minori nella sua diffusione attraverso gusci di austenite di minori dimensioni permettendo cos una maggiore formazione di ferrite Una schematizzazione di queste dinamiche riportata in figura 2 17 Figura 2 17 Schema delle possibili evoluzioni della trasformazione eutettoidica stabile e metastabile T lt T formazione di ferrite T lt Tp formazione di perlite Ty Tas Pp a 60 2 5 APPLICAZIONE DI MODELLI DI SOLIDIFICAZIONE E MICROSTRUTTURALI IN CODICI DI CALCOLO INDUSTRIALI Nell ambito industriale dei processi fusori negli ultimi decenni si assistito ad una larga diffusione di codici di calcolo commerciale di simulazione di colata I principali codici disponibili in commercio permettono di effettuare valutazioni su diversi fenomeni che caratterizzano un processo fusorio Riempimento dello stampo da parte della una lega fluida attraverso l impiego di leggi fluidodinamiche Solidificazione e raffreddamento attraverso l impiego di leggi di trasmissione del calore Dinamiche di formazione e trasformazione delle microstrutture attraverso l impiego di leggi fisico metallurgiche a b Figura 2 18 Esempio di risultati grafici da codice commerciale di simulazione numerica di processi di colata
119. i flottazione grafitica che non sono stati considerati nelle simulazioni effettuate possono avere un ruolo fondamentale nella definizione di questo parametro L errore nella previsione dei parametri relativi a dimensioni e numero dei noduli di grafite si ripercuote inevitabilmente sui dati relativi alla previsione di frazioni di ferrite e perlite direttamente dipendenti dai primi I dati di microstrutture previste riportati sono stati ottenuti dopo una serie di simulazioni nelle quali si sono variati diversi parametri che 143 influenzano direttamente o indirettamente il calcolo delle microstrutture Facendo riferimento ai parametri sperimentali che governano direttamente le formulazioni alla base dei modelli microstrutturali descritti in tabella 2 3 nel cap 2 5 se ne riportano in tabella 4 5 i valori impostati nella simulazione oggetto di studio Tabella 4 5 Valori dei parametri dei modelli microstrutturali implementati nel software di simulazione di colata impiegati per la previsione delle caratteristiche microstrutturali del materiale sperimentale Caratteristica Valore impostato Microstrutturale parametro del modello k Eunucl 1000 K cm Numero di noduli n Eupower 2 5 Raggio nodulo He Eugrow 3 9 e 6 cm sK Composizione matrice metallica kp Pernuc 5 10 ferrite perlite Hp Pergrowth 0 017 Si ricorda che i valori riportati in tabella 4 5 corrispondono a costanti
120. i nucleazione continui I modelli di nucleazione continui ipotizzano una dipendenza di N continua dalla temperatura correlando la velocit di nucleazione ON dt eq 8 con parametri che dipendono dalle dinamiche di raffreddamento del getto quali temperatura velocit di raffreddamento e sottoraffreddamento Uno dei primi modelli continui fu proposto da Oldfield gi nel 1966 25 Secondo Oldfield la quantit finale di noduli N si poteva esprimere estrapolandola da dati sperimentali con una legge di potenza della variabile sottoraffreddamento derivando la quale si poteva ottenere l andamento della velocit di nucleazione N K AT 19 ON OT E nae 20 ana nk AT AL 20 Dove K e n sono costanti sperimentali dipendenti dalla lega e dai parametri di processo Esperienze sperimentali portate avanti da Oldfield su ghise grigie confermarono questa relazione individuando n 2 per queste leghe Il modello proposto nel 1975 da Maxwell e Hellawell 26 utilizzava una distribuzione di Boltzmann per descrivere l energia degli atomi che vanno a formare il germe cristallino Senza entrare nei dettagli impiegando la AG dell eq 17 in una distribuzione di Maxwell Boltzmann si pu ottenere la seguente formulazione della velocit di nucleazione in funzione di sottoraffreddamento AT e bagnabilit delle particelle espressa con la f 0 descritta nell eq 18 29 ON f 0 Gi Ns Niexp aa 21 dove N il numero
121. i si sono assegnati ai parametri incogniti dei valori attendibili derivanti da dati ritrovati in letteratura o consigliati dalla casa software per casi similari a quelli presi in esame In seguito mediante confronto prima con i risultati misurati di temperatura ed in seguito con i risultati misurati delle caratteristiche microstrutturali si sono effettuate altre simulazioni valutando l influenza della variazione di ogni singolo grado di libert fino ad ottenere la validazione delle simulazioni numeriche per valori ottimizzati dei parametri ricercati 138 4 3 1 Curve di raffreddamento ed analisi termica I confronti fra le curve di raffreddamento previste tramite simulazione numerica e quelle misurate a centro dei cubi di diverso modulo termico sono riportati nelle figure 4 18 e 4 19 per gli spessori rappresentativi 60 100 180mm Durante le fasi iniziali di raffreddamento si nota una buona corrispondenza fra risultati numerici e misurati a testimonianza di una corretta impostazione nella simulazione delle condizioni al contorno e dei parametri di processo Nella fase iniziale caratterizzata da forti gradienti termici il sistema fortemente influenzato dalle caratteristiche termo fisiche assegnate ai materiali ed al valore dei coefficienti di scambio termico HTC assegnato all interfaccia lega sabbia Cubo 6 Lato 180mm 1250 Cubo 3 Lato 100mm Temperatura C 1150 6 Cubo 1 Lato 60mm 1050 Cubo 1Simulato Pr
122. iano a concentrazione costante di un terzo elemento possibile tracciare diagrammi binari equivalenti corretti in funzione della concentrazione di un terzo elemento fig 2 1b 17 Liquidus Surfaces 3 Temperature gt Eutecticiy graphite sola T_T Tess K R 2 wast 1200 ci Sa i rev v 2 y L Fe3C g S y Fe3C E 900 e bei gl __ T uo E 600 Eutecticiy carbide 0 1 2 3 4 Carbon content Carbon equivalent b c Figura 2 1 a esempio di diagramma di fase ternario b Sezione di diagramma di fase ternario FeCSi per 4 8 di silicio c Influenza degli elementi in lega sul diagramma ferro carbonio Attraverso misure sperimentali possibile tracciare diagrammi di fase equivalenti corretti secondo l influenza di ogni singolo componente minoritario in lega fig 2 1c Da queste misure sperimentali derivano appunto le formulazioni pi o meno complesse per il calcolo della concentrazione di Carbonio Equivalente Ceq in funzione del silicio e degli altri elementi in lega 18 Nel tempo sono stati sviluppati algoritmi CALPHAD Calculation Phase Diagrams 11 13 ormai disponibili a livello commerciale Thermo Calc Software 14 PANDAT 59 in grado di fornire il diagramma di stato di una lega in funzione della composizione chimica specifica anche in caso di leghe multicomponente Inoltre tramite database di propriet termo fisiche di ogni singola fase
123. icolare nel campo della derivazione di valutazioni empiriche indirette di carattere chimico metallurgico si rimanda al manuale tecnico di una delle case produttrici 94 ed ad alcuni paper sull argomento 92 93 Il principale limite di questo tipo di analisi termica che non consente di prevedere il comportamento del materiale in tutti i punti del getto Le modalit di raffreddamento imposte ad una specifica lega nel crogiolo standard sono praticamente fisse Al contrario l andamento della temperatura di una lega durante un processo fusorio dipende in maniera imprescindibile dalle dinamiche di raffreddamento imposte da geometria materiali e condizioni al contorno del processo Queste 84 differenze risultano accentuate nel caso di getti di grande spessore le cui dimensioni e modalit di raffreddamento si allontano di molto da quelle di un piccolo crogiolo Inoltre non sempre possibile considerare l influenza del trattamento del bagno come ad esempio nel caso di inoculazione effettuata direttamente in staffa In conclusione questo tipo di analisi termica spesso non risulta rappresentativa delle reali condizioni a cui sottoposta la lega durante il processo fusorio Ad ogni modo poich l analisi termica con crogiolo standard fa parte della dotazione tipica di uno stabilimento fusorio industriale si avuto modo di utilizzare frequentemente questi strumenti durante le attivit svolte in collaborazione con aziende del settore I r
124. idificazione insieme a fenomeni associati di macrosegregazione e flottazione grafitica sono fattori che hanno una forte influenza sulle microstrutture finali e sulle propriet meccaniche del getto Se si confrontano le medie dei singoli settori i valori del settore pi vicino al raffreddatore e di quello centrale risultano praticamente invariate nei due getti confermando in parte le precedenti considerazioni sull influenza dell affinamento del grano e di altri fenomeni di convezione e macrosegregazione In conclusione si pu affermare che il livello di raffreddamento attivo impiegato non ha portato ad un aumento sensibile della percentuale di perlite nella matrice metallica Per individuare e quantificare l entit dell influenza dell aumento della velocit di raffreddamento in particolare quella eutettoidica in una attrezzatura di questo tipo sarebbe stato necessario effettuare una serie ulteriore di prove con asportazioni di calore maggiori magari con altre metodologie come circuiti di raffreddamento ad acqua o ad olio Altre prove di interesse potevano essere effettuate variando l entit del raffreddamento nel tempo all interno dello stesso processo ad esempio cambiando solo la velocit di raffreddamento in fase solida Nelle figure 5 16 e 5 17 si riportano le immagini al microscopio ottico effettuate sui campioni metallografici estratti secondo lo schema in fig 5 9 e 5 10 rispettivamente per il getto 1 riferimento ed il gett
125. igliori risultati in termini di esecuzione della prova e di registrazione dei dati Durante l esperienza di colata di riferimento si sono formate ed impiegate tre attrezzature di colata in sabbia verde con la stessa geometria e si sono quindi prodotti tre getti in ghisa sferoidale a moduli termici differenziati Due attrezzature di colata sono state dotate di termocoppie per il monitoraggio delle temperature La terza attrezzatura non stata dotata di termocoppie all interno del getto in modo da assicurare l estrazione di campioni per provini di caratterizzazione meccanica e metallurgica esenti da eventuali residui di rivestimenti delle termocoppie PX a Figura 4 5 Esperienza di colata sperimentale con attrezzatura a moduli termici differenziati e monitoraggio delle temperature presso fonderie SCM Rimini 124 Durante la prova sono stati monitorati costantemente parametri di processo quali la temperatura del bagno in siviera modalit dei trattamenti di inoculazione e sferoidizzazione nonch modalit e velocit di riempimento delle forme Questi dati risultano di fondamentale importanza per la corretta impostazione della simulazione di colata La composizione chimica della lega stata valutata attraverso quantometro in diverse fasi del processo prima del trattamento di sferoidizzazione al magnesio prima del riempimento della prima staffa e prima del riempimento dell ultima staffa Le composizioni chimiche del bagno misurate
126. igura 5 13 si riporta il confronto fra le temperature registrate nelle nei punti di misura T2 relativi alle zone centrali nelle due diverse attrezzature nelle prime 5 ore durante le quali avviene la solidificazione Per entrambe le curve si osserva un primo leggero cambio di pendenza fra i 1160 e i 1140 C associabile alla fase di solidificazione della lega nel crogiolo impiegato per il posizionamento delle termocoppie Gli andamento in questa fase sono comunque coerenti con le considerazioni fatte su questa metodologia di monitoraggio delle temperature effettuate nel cap 3 2 3 A causa della posizione periferica dei punti di misura rispetto ai punti caldi del getto la fase di solidificazione delle zone massive del getto si osserva in maniera indiretta con una fase di stasi intorno ai 1040 C dovuta al passaggio del calore latente rilasciato attraverso le zone periferiche del getto Da questo tipo di monitoraggio si possono ricavare poche informazioni sulle temperature caratteristiche a cui avvengono i fenomeni di solidificazione della lega ma pu comunque fornire informazioni utili sui tempi di solidificazione all interno del getto 168 T o 1200 T T2 Getto1 a 1190 riferimento z 1160 T2 Getto2 1140 raffreddamento attivo v 1120 1100 1080 1060 1040 1020 1000 0 1 2 4 5 Tempo Ore Figura 5 13 Andamento delle temperature della lega registrato nei punti di misura T2 relativi alle zone centrali dei gett
127. il calcolo dell accrescimento di una singola particella sferica composta dal sistema sferoide grafitico guscio austenitico governato da leggi di diffusione del carbonio Il modello si basava sull assunzione principale di un accrescimento controllato da un fenomeno stazionario di diffusione del carbonio attraverso il guscio austenitico Altre ipotesi sono la densit delle fasi costante e la completa miscibilit del soluto nel liquido Facendo riferimento alla figura 2 12 si definiscono le variabili della formulazione del fenomeno x y incognite della notazione che individuano la tipologia di fase grafite g austenite y liquido l ry raggio relativo alla fase x m px densit della fase x kg m3 D coefficiente di diffusione del carbonio nella fase x m2 s 47 C concentrazione frazione massica di carbonio nella fase x eventualmente all interfaccia con la fase y VW dr dt Velocit di crescita radiale della fase x m s Considerando le equazioni di conservazione di massa per il carbonio all interfaccia grafite austenite r 7 insieme alle equazioni di diffusione Fick s law si ottiene dr OC g g _ Y p 1 C p D dt Pa y PyDy Jr 42 g L andamento della concentrazione di carbonio nel guscio di austenite Cy r e la sua derivata per 7 si possono scrivere 1 come Crit tg 7 1 C77 1 tt C r 5 43a aCA _ n Tala Seo sostituendo la 43b nel
128. impiego di questi codici in primo luogo presenta grandi possibilit di ottimizzazione del processo individuando problematiche di riempimento e zone predisposte a fenomeni di ritiro In secondo luogo la previsione di microstrutture e propriet meccaniche ha evidenti ricadute sulle possibilit di ottimizzazione non solo del processo ma anche del prodotto finito con evidenti vantaggi in termini di riduzione dei costi gi in fase di progettazione I dati previsti della distribuzione delle propriet meccaniche locali di un getto possono venire importati in codici di calcolo commerciali FEM di analisi strutturale permettendo la progettazione integrata del componente e del relativo processo produttivo 71 2 6 CONSIDERAZIONI FINALI E DEFINIZIONE DEGLI OBIETTIVI DELLE ATTIVIT SPERIMENTALI La comprensione dei modelli di previsione delle dinamiche di solidificazione e di formazione delle microstrutture illustrati in questo capitolo risultano di fondamentale importanza per la definizione dell impianto sperimentale presentato in questa tesi In primo luogo risulta fondamentale la corretta definizione dei diagrammi di stato relativi al campo di applicazione di modalit di solidificazione delle leghe studiate attraverso la validazione con strumenti specifici per la misura e l analisi delle temperature all interno dei getti Inoltre risulta evidente come non sia possibile effettuare una modellazione completamente analitica dei fenomeni affr
129. inizione accurata delle condizioni di solidificazione e raffreddamento nelle diverse parti del getto La misura delle temperature caratteristiche e della durata delle trasformazioni eutettiche ed eutettoidiche L impostazione nelle simulazioni numeriche degli adeguati parametri di processo e condizioni al contorno Inoltre si impiegato anche lo strumento di analisi termica commerciale ITACA v 7 ProService Questo strumento del tipo descritto nel cap 3 2 1 prevede di colare una piccola quantit di lega in un crogiolo standard in sabbia poco prima della colata nell attrezzatura sperimentale L analisi dei dati di temperatura forniti dalla termocoppia posta nel crogiolo viene effettuata dal software commerciale ITACA L analisi termica fornita da questo strumento gi tarato nell ambito dei principali processi di colata industriali fornisce 123 un utile parametro di confronto per i dati derivanti dai sistemi auto costruiti di monitoraggio ed analisi delle temperature 4 1 3 Colate sperimentali Durante le attivit sono state effettuate svariate colate sperimentali molte delle quali hanno avuto la funzione di valutare il corretto funzionamento dell attrezzatura di colata e dei sistemi di acquisizione termica sviluppati Le attivit di colata sono state effettuate presso le fonderie SCM Rimini dotate di impianto automatizzato di formatura in terra verde In seguito si far riferimento alla colata sperimentale che ha dato i m
130. interno rispettivamente di diametro 2 e 1 mm 106 1400 5 T1 Investment Casting Singola 1300 1200 T2 Investment Casting Doppia 1100 1000 T3 Investment Casting Doppia 900 800 T4 Allumina Td2mm 700 T5 Allumina Tdimm 600 500 400 300 200 100 04 T T_T T T_T TTT T_T O 2 4 6 8 10121416 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 42 44 46 48 50 52 54 56 58 60 62 64 66 68 70 72 74 76 78 80 82 Ore Figura 3 14 Curve di raffreddamento relativo ai dati acquisiti da alcune delle sonde durante collaudo in getto di grande spessore Dall osservazione dell andamento globale delle curve di raffreddamento fig 3 14 si pu notare che i rivestimenti da investment casting sono risultati meno affidabili T1 e T3 mostrano andamenti chiaramente disturbati dal danneggiamento delle termocoppie Tuttavia osservando le curve di raffreddamento in dettaglio nella zona della solidificazione fig 3 15 si nota come le misure derivanti dalle sonde ottenute per investment casting siano molto pi dettagliate ed accurate Infatti per queste ultime si individua nettamente una fase di sottoraffreddamento della lega seguita da una recalescenza e da un piano orizzontale ben definito ad una temperatura di circa 1160 tipica di una trasformazione eutettica stabile che ci si pu aspettare in un getto di grandi dimensioni 107 u 1320 1310 1300 1290 1280
131. ipendente non solo dal potenziale di nucleazione eterogenea delle particelle ma anche dalla possibilit di sopravvivenza dei frammenti di cristalli al di sopra della temperatura di liquidus Steube e Hellawell 30 proposero alcuni approcci anche per la modellazione della Nucleazione dinamica Nucleazione Eterogenea In seguito si far riferimento esclusivamente ai modelli che descrivono la Nucleazione eterogenea fenomeno pi rappresentativo della realt della pratica fusoria Alla base della modellazione del fenomeno della nucleazione eterogenea vi l assunzione che la crescita dei grani che compongono la microstruttura abbia inizio partendo da substrati di chimica differente da quella del grano che si svilupper Questi substrati possono avere differente densit e differente potere nucleante in base a parametri quali composizione chimica reattivit con il tipo di lega bagnabilit Per la dimensione critica r dei nuclei valgono le stesse considerazioni fatte per la nucleazione omogenea eq 15 Tuttavia a parit di r e AT la barriera energetica alla nucleazione eterogenea AG e risulta inferiore rispetto all eq 16 di un fattore correttivo 27 f 0 0 1 dipendente dalla bagnabilit del substrato della particella esogena 167 a 3 pAs AT Af 8 2 ae cos Dall eq 17 osservando la fig 2 4 risulta evidente come con l aumento AG eter AGNomo TG fa 17 18
132. isultati di una di queste analisi termiche condotti su ghisa sferoidale dopo trattamento di sferoidizzazione e pre inoculazione vengono riportati a titolo di esempio in figura 3 3 1200 1150 Temperatura C 950 ETTO 900 50 100 150 200 Tempo secondi Figura 3 3 Esempio di analisi termica con crogiolo standard su un campione di lega di ghisa sferoidale dopo trattamento di sferoidizzazione e pre inoculazione Materiale relativo all esperienza sperimentale Cap 4 85 3 2 2 DTA e DSC DTA Differential Thermal Analysis e DSC Differential Scanning Calorimetry sono strumenti avanzati di analisi termica Come nel caso dell analisi termica con crogiolo standard analizzano una piccola quantit campione della lega In questo caso il materiale in analisi solitamente un campione solido ottenuto da un processo fusorio gi effettuato Il provino campione viene posto in un crogiolo e sottoposto a temperature tipiche del suo intervallo di fusione I dati sperimentali vengono ottenuti attraverso confronto con un provino di riferimento che non presenta cambiamenti di fase Analizzando le curve di segnale ottenute possibile determinare i punti notevoli delle curve di raffreddamento ottenendo di conseguenza le informazioni sulle modalit di solidificazione e sulle principali trasformazioni microstrutturali Tuttavia a differenza dell analisi termica tradizionale effettuata con il crogi
133. itolo 2 2 fra le quali Regola della Leva Scheil Back Diffusion Risulta opportuno verificare la validit 65 delle propriet termo fisiche ottenute con questi strumenti a causa del loro grado di incertezza per composizioni vicine ai limiti di applicazione Queste verifiche possono essere effettuate tramite misurazioni dirette delle propriet termo fisiche ma anche indirettamente verificate tramite gli strumenti di analisi termica che verranno presentati nel capitolo 3 2 Tabella 2 2 Informazioni generali sul modulo commerciale Panlron di CompuTherm per il calcolo dei diagrammi di fase e delle propriet termo fisiche di leghe ferrose Componenti Fasi Limiti generali di 18 59 composizione chimica Al C Co Liquid Fe gt 50 wt Cr Cu Fe BCC_A2 ferrite Ni lt 31wt Mg Mn Mo HCP_A3 Cr lt 27 wt N Nb Ni P FCC_A1 austenite Co Mo lt 10 wt S Si Ti V TCP phases V W lt 7 wt W Carbides etc P S lt 0 05 wt C Cu Mn Nb Si Ti lt 4 wt Al Mg N lt 0 5 wt Con l implementazione dei modelli TK di previsione microstrutturale stato fatto un passo avanti sostanziale nella modellazione dei fenomeni di solidificazione Con questi modelli si ha il passaggio ad una descrizione del fenomeno in scala microscopica mediante il calcolo locale della nucleazione ed accrescimento delle diverse fasi della lega L accoppiamento di questi modelli con quelli MT di macrotrasporto c
134. iversi sistemi di monitoraggio stampi per l acquisizione delle curve di raffreddamento e l analisi termica all interno di getti anche di grandi dimensioni L attivit sperimentale ha permesso la produzione di campioni di materiale aventi microstrutture e propriet meccaniche differenziate le quali sono state misurate attraverso campagne di analisi metallografica e di prove meccaniche L analisi dei dati misurati relativi alle microstrutture ha confermato l effetto dei parametri di processo considerati in particolare le velocit di raffreddamento nelle diverse fasi del processo su propriet microstrutturali quali distribuzione dimensioni e morfologia della fase grafitica nonch sulla composizione della matrice metallica in termini di contenuto di ferrite e perlite L indagine stata condotta su un ampio intervallo di condizioni di processo evidenziando con l aumento delle dimensioni dei getti un influenza sempre pi forte di fenomeni di macrosegregazione e convezione della lega sulle microstrutture e 181 difettologie dei getti e di conseguenza sulle loro propriet meccaniche finali Gran parte delle attivit stata dedicata alla definizione ed all impiego attraverso un continuo processo iterativo di validazione mediante dati sperimentali di strumenti numerici avanzati di simulazione di processo nei quali sono implementati modelli empirico analitici e correlazioni sperimentali per la previsione delle propriet termo fi
135. l fronte di solidificazione dz dt AT M ACy Tiq Tsoi intervallo nominale di solidificazione Inoltre derivando la 26 in funzione della distanza z dall interfaccia possibile ricavare il valore del gradiente di concentrazione del soluto G all interfaccia stessa z 0 xe da _ mo 1 ko U _ _ACo Vy 28 dz z 0 koDi Di Dove AC Ci C CE Co Co ko Co Co 1 ko ko la differenza di composizione fra la fase solida e quella liquida all interfaccia Tiller e Jackson 37 hanno dato una spiegazione euristica del meccanismo per il quale un interfaccia planare diventa instabile per una lega binaria Facendo riferimento alla figura 2 5 se la temperatura effettiva T z del liquido di fronte all interfaccia maggiore della temperatura T g C 2 di liquidus locale allora ogni perturbazione 33 dall interfaccia in poi subir una rifusione Questa condizione viene detta di interfaccia stabile T Z Tria Ci 2 29 Per un gradiente G costante di temperatura effettiva nel liquido pu essere scritta come T z Tyo1 Gz Sostituendo questo termine e le eq 27 e 28 e semplificando si pu riscrivere la condizione di equilibrio all interfaccia come AC Vp _ ATo Vp D D Separando le variabili di processo dalle propriet dei materiali la condizione di stabilit all interfaccia Criterio di Chalmers si pu G gt mG m 30 scrivere in maniera pi pratica second
136. le e Dall osservazione delle metallografie in figura 2 13a e 2 13b si pu notare che soprattutto nelle prime fasi il fenomeno non sembra seguire la direzione radiale Svenssonn e Wess n 66 hanno studiato in maniera pi approfondita il fenomeno di accrescimento della ferrite giungendo alla conclusione che il fenomeno si dividesse in tre fasi consecutive distinte illustrate in figura 2 15 Fase 1 Fase 2 Fase 3 Accrescimento lungo la Accrescimento radiale Accrescimento radiale superficie del nodulo governato da resistenza governato dalla diffusione governato dalla diffusione all interfaccia verso la grafite verso l austenite ferrite grafite Figura 2 15 Fasi dell accrescimento della Ferrite secondo il modello di Svenssonn e Wess n Le frecce indicano la direzione principale di accrescimento 54 Si riporta una breve descrizione delle modellazioni proposte da Svennsonn e Wess n per ognuna delle 3 fasi di accrescimento della ferrite 1 Accrescimento lungo la superficie del nodulo per diffusione verso l austenite La nucleazione supposta istantanea ad una temperatura desunta da diagrammi CCT della lega 67 Con la nucleazione si ha la formazione sulla superficie del nodulo di alcune piccole aree di ferrite di spessore Sg circa costante Se si considera che in questo primo spessore sy la temperatura sia compresa fra T e Ty osservando il diagramma di fase fig 2 14 si nota che per temperature superiori aT no
137. leghe impiegate nella pratica industriale come acciai e diverse leghe leggere che presentano una singola fase principale d luogo solitamente a soluzioni solide In funzione delle condizioni di raffreddamento e dei gradienti di composizione chimica G si manifestano differenti tipologie di accrescimento planare o cellulare dendritico colonnare o equiassico le quali danno luogo a strutture solide morfologicamente differenti all interno della restante fase liquida fig 2 6 Fisica del fenomeno Prima di entrare nel dettagli dei modelli microstrutturali di accrescimento opportuno fare alcuni richiami alla fisica del fenomeno il quale pu avvenire solo dopo la formazione di nuclei stabili omogenei o eterogenei In figura 2 5 rappresentato 31 l avanzamento lungo la direzione z del fronte di solidificazione di una lega con composizione nominale Cy ed i diagrammi relativi alla concentrazione di soluto ed alle temperature di liquidus della lega in funzione della distanza dal fronte di solidificazione stesso Figura 2 5 Illustrazione del criterio di sottoraffreddamento costituzionale per di la stabilit di un interfaccia piana in leghe binarie in condizioni di raffreddamento monodirezionali 1 Dall intersezione con il diagramma di fase semplificato lineare si individua la temperatura T del solido sul fronte di solidificazione per una lega di composizione nominale C Di conseguenza anche le prime particelle di liq
138. li parametri microstrutturali misurati nelle zone centrali dei cubi Tabella 4 4 Valori medi per ogni cubo di diverso modulo termico dei risultati delle analisi metallografiche effettuate sui campioni estratti nelle aree centrali dei cubi G frazione di grafite F frazione di ferrite P frazione di perlite NA Area media dei noduli di grafite pm NC Densit di noduli di grafite mm2 N Nodularit Parametri microstrutturali Spessore G F P NA NC N getto um mm 60 mm 11 3 20 68 7 1435 69 88 75 mm 7 6 24 68 4 1455 52 82 120 mm 10 9 33 4 55 8 2139 51 83 150 mm 9 1 45 45 9 1931 47 71 180 mm 8 1 50 9 41 1 1725 47 71 210 mm 10 4 46 3 43 2 2576 41 64 135 Si analizzano in primo luogo queste aree centrali poich sono quelle nelle quali si sono ottenute le maggiori variazioni di velocit di solidificazione dovute alla diversificazione imposta dei moduli termici Nelle aree periferiche invece l influenza dell asportazione di calore imposta dalla parete di sabbia fredda tende a superare gli effetti dovuti alla variazione di modulo termico rendendo meno evidente i gradienti di microstruttura imposti Nelle aree centrali dei cubi l aumento del modulo termico ha influenza su due fenomeni principali che influenzano a loro volta la formazione delle microstrutture 1 Diminuzione delle velocit di raffreddamento durante la solidificazione ed aument
139. li si possono riempire adeguati stampi per ottenere le forme desiderate il materiale solidifica a temperatura ambiente e pu essere trattato per alcune ore a 200 gradi per migliorarne le propriet 101 meccaniche In vista di questa soluzione si sono progettati e realizzati stampi in materiale plastico per realizzare i rivestimenti in maniera ripetibile In Figura 3 10 si pu vedere il disegno di uno dei primi stampi impiegato per la formatura delle sonde In seguito si realizzato anche uno stampo similare che prevedeva tramite alcune modifiche di realizzare l estremit della sonda in una seconda fase di formatura In questo modo era possibile ottenere una sonda composta da due materiali refrattari differenti riservando solo l estremit a materiali pi conduttivi Le attivit di formatura di questi rivestimenti portate avanti nei laboratori dell Universit di Bologna hanno messo in luce alcune problematiche in particolare le porosit riscontrate hanno compromesso l integrit strutturale dei rivestimenti i quali in definitiva non sono stati ritenuti adeguati per l applicazione alto resistenziale richiesta 08 di fresa a punta sferica 13di fresa a punta sferica Figura 3 10 Disegno realizzativo di un semistampo per la formatura della prima soluzione di rivestimento delle termocoppie 102 Di conseguenza ci si orientati su rivestimenti costituiti con lo stesso m
140. lidificazione avviene in maniera molto pi lenta e non solo a causa del diverso modulo termico rapporto volume superficie dell area ma anche di altri fenomeni quali convezione della lega liquida ed innalzamento omogeneo della temperatura della sabbia della motta Uno dei limiti di queste attrezzature appunto dovuto a questa omogeneizzazione della temperatura della motta che avviene dopo le prime fasi di solidificazione Il campo di velocit di raffreddamento sar fortemente diversificato nelle fasi di solidificazione ma non in quelle successive di raffreddamento in fase solida eutettoide Come evidenziato in conclusione al capitolo sui modelli di previsione micro 78 x strutturale la velocit di raffreddamento durante l eutettoide un parametro fondamentale nella definizione delle microstrutture finali del getto Di conseguenza stato necessario individuare ulteriori metodologie per la variazione delle modalit di estrazione del calore le quali prevedessero raffreddatori in grado di variare in maniera pi o meno controllata anche le velocit di raffreddamento durante le trasformazioni in fase solida che avvengono a temperature relativamente basse 800 700 C poco prima del distaffamento Fra questi si possono annoverare i metodi di raffreddamento passivo che consistono nell inserimento all interno della motta in sabbia di parti aggiuntive costituite da materiale con maggiore capacit di asportare calore 84 89 Soli
141. lla definizione di specifiche correlazioni sperimentali fra propriet meccaniche e microstrutture di getti in ghisa sferoidale colati nelle condizioni in studio Le correlazioni sviluppate riportate nell articolo 88 sono le seguenti HB 178 1 988 2 F 0 944 6 1 NA0291 7 N0 320 67 Rs 374 1 1888 6 F 0 964 6 1 NA 295 1 8 NC0 758 976 1 N 0 639 68 Rm 623 6 4311 4 F 1 065 NA 613 81 NC0 101 4693 5 N 0 776 69 A 1 1 0 8F0 371 NC0 260 70 Le equazioni 67 70 esprimono i valori delle propriet meccaniche di durezza brinell HB tensione di rottura Rm tensione di snervamento Rs ed allungamento percentuale a rottura A in funzione delle caratteristiche microstrutturali frazione di ferrite F numero di noduli grafitici per mm2 NC la loro area media NA e la nodularit della grafite N Tramite l implementazione delle correlazioni sperimentali 67 70 nel software di simulazione di colata stato possibile effettuare una previsione accurata delle propriet meccaniche nelle diverse parti del getto 149 In aggiunta alle propriet microstrutturali impiegate per la definizione di queste relazioni esistono ulteriori fattori che influenzano fortemente le propriet meccaniche come ad esempio la presenza di cavit da ritiro porosit o composti indesiderati dovuti a fenomeni di segregazione i quali possono portare a comportamenti fragili del materiale Quindi attraverso l osservazione del material
142. lmente realizzato presso le fonderie Microfound s r 1 Reggio Emilia mediante varie fasi di rivestimento per immersione della termocoppia di tipo K all interno del ceramico liquido e infine sottoposto a una fase di rivestimento mediante polveri ceramiche a granulometria pi grossa secondo le metodologie standard dell impianto di produzione 100 Figura 3 9 Sonde in ceramico refrattario a base di allumina costituite da tubi preformati e materiale colabile Per le modalit di realizzazione tipiche del processo non stato possibile ottenere un diametro regolare del rivestimento Il diametro minimo realizzabile ritenuto necessario per garantire una buona solidit della sonda per rivestimento di termocoppie di diametro non superiore ai 2mm rientrato tra i 10 e 15mm L elevata rugosita ottenuta non ha reso necessaria la creazione di riferimenti per il posizionamento nella motta Durante una prima fase di studio preliminare ci si orientati anche su rivestimenti costituiti interamente da ceramici colabili b La possibilit di impiegare materiali colabili in stampi permetteva un controllo maggiore sulla geometria delle sonde rispetto alla soluzione da Investment Casting I ceramici colabili sono reperibili commercialmente sotto forma di polveri le quali miscelate con la giusta quantit di attivatore acqua nel caso dell allumina danno luogo a una miscela densa ma con buone caratteristiche di colabilit Con questi materia
143. ltre per tenere conto della diffusione dei diversi elementi possibile adattare gli approcci proposti per l accrescimento dendritico cap 2 3 2 3 da Wang e Beckermann 44 46 multiphase solute diffusion model Nota la velocit di accrescimento del grano eutettico V dr dt secondo la formulazione di Johnson Mehl la variazione di frazione di solido pu essere scritta come nell eq 11 d os 4r ng a f 55 2 4 2 Trasformazione eutettoidica stabile Le microstrutture delle leghe ferro carbonio subiscono modifiche e trasformazioni anche dopo la solidificazione Durante il raffreddamento in fase solida raggiunte le temperature di eutettoide avviene la trasformazione stabile dell Austenite fase y con reticolo cristallino CFC in Ferrite fase acon reticolo cristallino CCC Nel caso di trasformazione eutettoidica metastabile tipica di raffreddamenti pi rapidi si ha invece il passaggio da Austenite a Perlite quest ultima costituita a sua volta da Ferrite e Cementite Nel caso di ghise sferoidali stato osservato che solitamente la Ferrite inizia a formarsi intorno allo sferoide di grafite per poi accrescersi radialmente nel guscio austenitico Svariate indagini metallografiche confermano questa tesi fig 2 13 In seguito si riporta per punti una rassegna bibliografica dei principali modelli proposti per la modellazione del fenomeno 50 100 pm Figura 2 13 Analisi metallografich
144. m a Cubo4Lato 120mm v e 1000 Cubo 3 Lato 100mm Cubo 1 Lato 60mm 800 600 400 200 0 TOT_T_T 0123 4 5 6 7 8 9 101112131415 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 Tempo Ore Figura 4 10 Andamento delle temperature registrato al centro dei cubi di lato 60 100 120 180 210mm Curve di raffreddamento 1400 Cubo 7 Lato 210mm 1300 Cubo6Lato 180mm Cubo4Lato 120mm 1200 Cubo 3 Lato 100mm 1100 Cubo 1Lato 60mm 1000 900 800 700 I gn A jis e 600 Se Sa r r 1 0 1 2 3 4 5 6 7 Tempo Ore Figura 4 11 Andamento delle temperature registrato al centro dei cubi di lato 60 100 120 180 210mm Dettaglio sulle trasformazioni eutettiche ed eutettoidiche 130 Curve di raffreddamento 1350 Cubo 7 Lato 210mm 1300 Cubo 6 Lato 180mm Cubo 4 Lato 120mm 1250 Cubo 3 Lato 100mm Cubo 1 Lato 60mm 1200 1150 Temperatura C 1100 1050 1000 o 15 30 45 60 75 90 105 Tempo minuti Figura 4 12 Andamento delle temperature registrato al centro dei cubi di lato 60 100 120 180 210mm Dettaglio sulle trasformazioni eutettiche ed eutettoidiche L analisi termica in staffa effettuata con gli strumenti descritti nel cap 4 1 2 ha permesso di ottenere una determinazione accurata dei punti caratteristici delle trasformazioni eutettic
145. miche ed anche a sollecitazioni meccaniche pressione del bagno di ghisa leggero flusso di riempimento variazioni 99 volumetriche del metallo solidificato Quindi era necessario individuare un materiale che presentasse un buon compromesso fra conduttivit e propriet resistenziali Infine si valutato anche l impiego di ceramici refrattari a base di ossido di Zirconio materiale tipicamente impiegato nella realizzazione di gusci da Investment Casting In generale questa tipologia di materiale permette la realizzazione di sonde con caratteristiche resistenziali termo meccaniche maggiori rispetto ai rivestimenti a base di allumina a scapito per di una maggiore inerzia termica 3 2 4 2 Metodi di formatura x Una buona parte delle attivit stata dedicata allo studio delle soluzioni per i rivestimenti delle termocoppie e alla relativa realizzazione Una delle tipologie di sonde realizzate prevedeva la formatura di rivestimenti in materiale ceramico a base di ossido di Zirconio fig 3 9 La scelta di questo tipo di rivestimento stata influenzata principalmente dalla possibilit di appoggiarsi ad una tecnologia di formatura ben nota e largamente utilizzata nella pratica fusoria industriale di Investment Casting Infatti la formatura di questi rivestimenti stata realizzata presso uno stabilimento industriale specializzato nella microfusione e nella realizzazione di gusci per Investment Casting Il rivestimento stato genti
146. mulazione numerica Si ricercata la definizione di strumenti in grado di fornire previsioni microstrutturali affidabili dalle quali attraverso l impiego di correlazione sperimentali fosse possibile ottenere stime sulle propriet meccaniche nelle diverse parti dei getti Un altro scopo stata la definizione di metodologie per il controllo diretto o indiretto delle condizioni di processo in particolare attraverso l imposizione di velocit di raffreddamento prestabilite La possibilit di ottenere una stima delle propriet meccaniche locali di un getto ottenuto per fusione prima della sua effettiva produzione di fondamentale importanza per una progettazione strutturale del componente pi accurata in un approccio alla progettazione integrata del prodotto e del relativo processo produttivo 12 CAPITOLO 2 RASSEGNA DELLA LETTERATURA MODELLI DI SOLIDIFICAZIONE E PREVISIONE DELLE MICROSTRUTTURE L impiego degli strumenti di simulazione di processo anche nel campo dell industria fusoria stato reso possibile principalmente tramite lo sviluppo dei modelli matematici di solidificazione delle leghe Alla base dei codici numerici di simulazione dei processi fusori vi l impostazione dell equazione di bilancio dell energia accoppiata con le equazioni di conservazione della massa e della quantit di moto L introduzione di un termine che descrive il rilascio di calore latente durante lo sviluppo della frazione di solido della lega
147. n accordo con la normativa ASTM E883 115 si effettuato un attacco dei campioni con reattivo chimico Nital2 col fine di valutare le caratteristiche microstrutturali della matrice metallica Si sono ottenuti dati relativi alle seguenti propriet microstrutturali Frazione percentuale di grafite G Densit di noduli di grafite NC 1 mm Area media dei noduli di grafite NA um Frazione percentuale di ferrite F Frazione percentuale di perlite P Nodularit N Per quanto riguarda le caratteristiche del software di simulazione di colata e previsione delle microstrutture impiegato ProCast EsiGroup si rimanda al capitolo 2 5 128 4 2 RISULTATI DELLE MISURAZIONI SPERIMENTALI 4 2 1 Curve di raffreddamento ed analisi termica L andamento delle temperature acquisite in cinque punti di misurazione a centro dei cubi riportato in figura 4 10 Le temperature sono state registrate fino al momento di destaffaggio dei getti effettuato dopo circa 35 ore dalla colata ad una temperatura massima del getto inferiore ai 200 C Le temperature molto diversificate nei diversi moduli termici tendono ad uniformarsi con il procedere del raffreddamento del getto In figura 4 11 si riporta l andamento delle temperature durante le prime 7 ore del processo Le zone a temperatura circa costante corrispondono alle fasi di rilascio di calore latente associate alla fase di solidificazione eutettica ed alla trasformazione e
148. n misurazioni sperimentali 4 3 1 Curve di raffreddamento ed analisi termica 4 3 1 Previsioni microstrutturali 4 3 3 Previsione delle Propriet Meccaniche 4 4 Conclusioni 5 Modellazione di processo di colata ad alto modulo termico con raffreddamento attivo 5 1 Introduzione 5 1 Strumenti e metodi di indagine 5 1 1 Attrezzatura di colata 5 1 2 Strumenti di misura ed analisi delle temperature 5 1 3 Colate sperimentali 5 1 4 Provini microstrutturali e meccanici 5 2 Risultati delle misurazioni sperimentali 5 2 1 Curve di raffreddamento ed analisi termica 5 2 2 Microstrutture e Propriet meccaniche 5 3 Risultati numerici e confronto con misurazioni sperimentali 5 4 Conclusioni 6 Conclusioni Bibliografia Ringraziamenti 117 118 118 120 124 126 129 129 135 138 139 142 149 152 155 155 156 156 160 162 164 167 167 170 177 180 181 183 189 CAPITOLO 1 INTRODUZIONE La ghisa una delle leghe pi utilizzate nella storia dell uomo Nonostante ci negli ultimi decenni si assistito ad una ulteriore evoluzione nelle sue tecnologie di produzione che ha portato ad al miglioramento delle sue propriet ed all ampliamento del suo campo di applicazione La sua diffusione legata sia alle peculiari propriet tecnologiche e fisiche quali la buona colabilit la ridotta contrazione volumetrica durante la solidificazione la buona lavorabilit alle macchine utensili e l el
149. n vi nessun AC C C a imporre una diffusione di carbonio verso il nucleo grafitico Esiste invece una differenza di concentrazione C C che agisce da forza motrice per la crescita della ferrite verso le zone austenitiche comprese entro una distanza sydalla superficie ben individuabile sul diagramma di fase Di conseguenza la crescita della ferrite avviene lungo la superficie del nodulo fino a che tutto il nodulo non circondato da un guscio di spessore sy Da notare che ce la composizione dell austenite lontano dall interfaccia spesso definita nei testi Chui Secondo i passaggi gia visti per l accrescimento radiale imponendo i bilanci di massa e diffusione del carbonio all interfaccia a y in questo caso perpendicolare alla direzione circonferenziale y si ottiene la velocit di accrescimento planare V dello strato di ferrite di spessore Sq costante _dy Dy G G Da dati sperimentali derivanti da analisi termica possibile ottenere una stima della frazione di ferrite relativa al primo stadio detta frazione di ferrite primaria f 66 Da questi attraverso considerazioni geometriche possibile ricavare lo spessore S che sostituito nella 52 porta alla definizione dell andamento della prim frazione di ferrite primaria df dt 52 55 2 Accrescimento radiale governato da resistenza all interfaccia x molto sottile Il Ce Lo spessore del guscio di ferrite appena formato gradiente
150. nalisi termica con crogiolo standard Esistono anche sistemi pi avanzati tipicamente impiegati in laboratorio in grado di analizzare diversi materiali per diverse condizioni di processo ed in grado di fornire anche informazioni pi accurate sulle energie associate alle trasformazioni della lega DTA DSC Inoltre si presentano i sistemi di analisi termica autocostruiti durante le attivit svolte La progettazione e lo sviluppo di questi strumenti si sono rese necessarie per ovviare ai limiti delle strumentazioni commerciali le quali non permettevano la valutazione di tutti i parametri di processo non potendo misurare le temperature all interno del getto durante il processo In questo caso si tralasciata l automazione della parte di analisi termica limitandosi a sviluppare delle attrezzature per il monitoraggio e la registrazione delle temperature della lega durante il processo L analisi termica dei dati ottenuti da questi strumenti auto costruiti stata effettuata post processo tramite il calcolo e l osservazione della derivata delle temperature nel tempo su foglio Excel In seguito si elencano le categorie principali di sistemi di analisi termica e misura delle temperature considerati Sistemi tradizionali per misure fuori staffa Crogiolo Standard DTA e DSC Sistemi autocostruiti per misure in staffa Crogiolo Standard in zone periferiche del getto Termocoppie in zone massive del getto 81 3 2 1 Crogiolo stand
151. nche una risoluzione pi accurata del problema generale di solidificazione e raffreddamento di una lega Inoltre attraverso correlazioni semiempiriche con le microstrutture possibile ottenere una stima delle propriet meccaniche locali del getto Prima di affrontare una rassegna specifica dei modelli di calcolo microstrutturali per ghise sferoidali opportuno effettuare alcuni richiami sui modelli generali che descrivono la solidificazione di una lega e sugli strumenti di calcolo che ne permettono la simulazione numerica 2 1 MODELLI DI SOLIDIFICAZIONE MACROSCOPICI Questi modelli si basano sull imposizione delle equazioni di bilancio dell energia accoppiata con le equazioni di conservazione della massa e della quantit di moto su un dominio di calcolo suddiviso in elementi o volumi di dimensioni finite macroscopiche Modelli MT MacroTransport Models 7 Nel caso specifico della solidificazione delle leghe in questione l ordine di grandezza del singolo volume di calcolo risulta appunto macroscopico solitamente non inferiore al mm non dovendo tenere in considerazione gli ordini di grandezza inferiori che al contrario interessano i fenomeni di formazione delle microstrutture di tale leghe 1 3 La descrizione specifica dei metodi numerici per la risoluzione di queste equazioni differenziali su un dominio discretizzato FEM Finite Element Method FVM Finite Volume Method etc e argomento ampiamente discusso in letteratura ed e
152. nderie Ariotti Adro Brescia e con Microfound s r 1 Reggio Emilia Leattivit presentate nel cap 4 sono state svolte in collaborazione con i settori disciplinari ING IND 14 e ING IND 21 del DIN Alma Mater Studiorum Universit di Bologna e con il laboratorio CRIF Centro di Ricerca per l industria fusoria di SCM Group SpA RN all interno del progetto Regione Emilia Romagna Dai distretti produttivi ai distretti tecnologici Le attivita presentate nel cap 5 sono state svolte in collaborazione con Global Casting Lyngby Copenhagen Denmark presso le fonderie Global Casting di Magdeburg Germania Infine un ringraziamento anche ai miei genitori a Clara a Michele ed a tutti gli amici che mi sono stati accanto durante il periodo di svolgimento delle attivit di tesi ES 189
153. nti anche dallo specifico layout di impianto sono parametri di processo di fondamentale importanza nella definizione delle microstrutture finali e possono variare sensibilmente fra i diversi impianti produttivi a Trattamento al magnesio b Trattamento al magnesio Basso livello di inoculazione Alto livello di inoculazione c Trattamento al magnesio d Trattamento al magnesio da 20 min a Tr attamento al magnesio dla 20 muon Non Inoculato Non Inoculato Inoculato Figura 1 3 Influenza delle modalita di trattamento del bagno di lega sulle microstrutture di ghise sferoidali a b diversi livelli di inoculazione c d e influenza dell inoculazione sulla durata del trattamento al magnesio Si comprende quindi come le condizioni di processo influenzando le caratteristiche microstrutturali finali del getto colato inducano effetti significativi sulle propriet meccaniche finali della ghisa Ad esempio modificando il contenuto e soprattutto dimensione e morfologia delle grafite possibile ottenere una vasta gamma di differenti propriet meccaniche Le ghise sferoidali caratterizzate da grafite a forma sferica presentano in generale allungamenti percentuali elevati e caratteristiche di elevata duttilit In diverse applicazioni ad esempio basamenti e componenti strutturali complessi di grandi dimensioni alcune ghise sferoidali in virt delle interessanti propriet di resilienza e resistenza a fatica possono rappresent
154. ntit di moto Il solido pu muoversi liberamente nel liquido ed i grani possono essere trasportati liberamente da un macroelemento all altro Nell equazione fondamentale 1 si tiene conto di questo contributo mediante l aggiunta di un altro termine di velocit V di movimento dei grani ottenuto dall accoppiamento con le equazioni di conservazione della quantit di moto Il modello prende il nome dalla caratteristica di avere due variabili velocit L altra velocit considerata la velocit V di crescita del grani che pu essere calcolata 22 anche per fenomeni di solidificazione diversificati come accrescimenti colonnari equiassici eutettici macroelemento aperto al trasporto delle specie chimiche e tenendo anche in conto di fenomeni di flottazione e convezione macroelemento aperto al trasporto di massa e quantit di moto One Velocity Models MacroVolumes MicroVolumes Figura 2 2 Discretizzazione del dominio di calcolo per modelli deterministici accoppiati di macrotrasporto MT e di trasformazioni microstrutturali cinetiche TK Differenze fra modelli one velocity V e two velocity V Vs 7 2 3 2 1 Formulazione generale Si consideri un elemento finito isotermo di scala macroscopica La frazione di solido fs in questo elemento costituita da tutti i grani nucleati ed accresciuti fino ad un dato istante L incremento della frazione di solido in un intervallo di tempo pu essere scritta come la
155. nzia un ulteriore problematica relativa alla previsione delle curve di raffreddamento in fase liquida In particolare si nota che le curve misurate in questa fase presentano una pendenza nettamente inferiore rispetto a quella delle curve previste le quali giungono a temperatura di solidificazione pi rapidamente di quanto non accada in realt Questa considerazione permette di evidenziare uno dei principali limiti dello strumento di simulazione impiegato che non tiene conto del movimento della lega dovuto a fenomeni convettivi durante la solidificazione Questo movimento rallenta i tempi di solidificazione in particolare nelle zone periferiche superiori 178 x direttamente interessate dal fenomeno nelle quali si effettuata la misura delle temperature Come riportato nel capitolo 2 esiste la possibilit di effettuare simulazioni numeriche accoppiate a modelli microstrutturali in cui gli elementi finiti siano aperti sia al trasporto di energia termica che a quello di massa durante la solidificazione two velocity models Si sottolinea ancora come l impostazione di un calcolo di questo tipo accoppiato all impostazione di modelli di calcolo dei fenomeni cinetici di nucleazione ed accrescimento delle microstrutture nonch alle equazioni di trasporto delle stesse attraverso gli elementi dell interno dominio di calcolo risulti molto oneroso a livello di tempi di calcolo Per questa ragione nelle attivit di simulazione effettuate
156. o Si tratta di un guadagno di 9 ore sui tempi di destaffaggio corrispondente ad un riduzione intorno al 30 sui tempi del processo di colata con evidenti vantaggi di costi 5 2 2 Microstrutture e Propriet meccaniche In tabella 5 2 si riporta una panoramica generale dei risultati derivanti dalle analisi microstrutturali con microscopio ottico Per ogni analisi metallografica effettuata sui campioni estratti dai getti denominati secondo lo schema in fig 5 9 e 5 10 sono riportati i valori dei principali parametri microstrutturali Le microstrutture sono state valutate secondo la norma ISO 945 1 100 mediante confronto visivo con immagini di riferimento Per i campioni relativi al getto 1 di riferimento la categoria di dimensione dei noduli di grafite maggiormente riscontrata la 5 diametri fra 0 06 e 0 12mm con una media del 42 dei noduli seguita dalla categoria 6 diametri fra 0 03 e 0 06mm con una media del 37 dei noduli Le categorie sono definite nelle norme sopracitate 100 e riportate anche in tab 5 2 Peri campioni relativi al getto 2 con raffreddamento attivo la categoria di dimensione dei noduli di grafite maggiormente riscontrata invece la 6 diametri fra 0 03 e 0 06mm con una media del 49 dei noduli seguita dalla categoria 5 diametri fra 0 06 e 0 12mm con una media del 34 dei noduli Quindi in media la dimensione dei noduli di grafite diminuisce nel getto 2 confermando un effetto di aumento delle velocit di
157. o 2 raffreddamento attivo In generale il materiale analizzato si presenta come una ghisa sferoidale a matrice ferritica con alcune isole perlitiche Alcune di queste micrografie sono state scelte in quanto rappresentative di alcuni dei difetti dovuti ai fenomeni sopracitati In particolare oltre a zone con grafite alterata si possono riscontrare zone in cui le aree perlitiche presentano una distribuzione che tende a stratificarsi lungo delle bande fatto probabilmente imputabile alla forte stratificazione di zone a diverse concentrazioni di elementi minori perlitizzanti macrosegregazione L influenza delle dinamiche di raffreddamento sui fenomeni di macrosegregazione congiunti ai fenomeni di convezione che avvengono in getti di grande spessore di 173 ghisa sferoidale un argomento ancora non ampiamente studiato in letteratura che meriterebbe un approfondimento anche tramite campagne dedicate di valutazione sperimentale Settore Interno Settore Centrale Settore esterno Figura 5 16 Getto 1 Riferimento Immagini al microscopio ottico rappresentative delle microstrutture di ghisa sferoidale disposte secondo lo schema in fig 5 9 e 5 10 174 Settore Interno Settore Centrale Settore esterno Figura 5 17 Getto 2 Raffreddamento Attivo Immagini al microscopio ottico rappresentative delle microstrutture di ghisa sferoidale disposte secondo lo schema in fig 5 9 Infine in tabella 5 4 si riportano i valori di proprie
158. o dei tempi di trasformazione eutettica che implicano aumento dell area del nodulo di grafite da 1455 um a 2576um2 diminuzione della densit dei noduli da 122mm a 41mm 2 Diminuzione delle velocit di raffreddamento durante la trasformazione eutettoidica allo stato solido che implica Diminuzione del contenuto di perlite dal 68 al 43 Questi dati rappresentano una conferma della corretta progettazione dell attrezzatura sperimentale di colata impiegata che si poneva come obbiettivo l ottenimento di materiale con microstrutture differenziate in quanto solidificato secondo differenti condizioni di processo Alcune delle immagini pi rappresentative delle microstrutture della ghisa sferoidale studiata sono riportate in figura 4 17 Le immagini mostrano una struttura composta da noduli sferici di grafite in una matrice ferritico perlitica Anche da una semplice valutazione visiva risultano evidenti i gradienti di propriet microstrutturali sopracitati Inoltre soprattutto per quanto riguarda densit e dimensione dei noduli di grafite si nota una grande differenza fra centro e pelle del getto Questa marcata variabilit dipende dall ampia gamma di condizioni di solidificazione e raffreddamento nei diversi punti analizzati imposta tramite la differenziazione dei moduli termici dei cubi ma dipendente anche dalla distanza dalla superficie esterna del cubo 136 Velocit di raffreddamento nel solido 4 Ferrite
159. o di alluminio L ossido di alluminio un ossido ceramico che presenta notevole resistenza all azione dell acqua anche sotto forma di vapore surriscaldato alta resistenza all azione di acidi e di basi e di alcuni metalli fusi ad atmosfere ossidanti o riducenti Propriet caratterizzanti dei sinterizzati d allumina sono inoltre notevole durezza notevole resistenza agli sbalzi termici resistivit elettrica elevata a temperatura ambiente L impiego di questi sinterizzati sovente riscontabile nel settore chimico nella produzione di crogiuoli o nel rivestimento per termocoppie di misura della temperatura dei forni Refrattari a base di ossido di zirconio Caratteristiche peculiari del biossido di zirconio sono temperatura di fusione elevatissima 2715 C notevole inerzia chimica nei confronti di metalli fusi ed elevata resistenza meccanica anche ad alta temperatura La bassa conduttivit termica ne suggerisce l impiego come isolante termico per altissime temperature anche fino a 2000 C E comunemente impiegato nella formatura dei gusci per processi di fusione a cera persa Refrattari a base di ossido di berillio L ossido di berillio fonde a 2550 C La sua elevata conduttivit termica prossima a quella dei metalli lo rende resistente agli sbalzi termici pi di tutti gli altri materiali ceramici presenta elevate propriet meccaniche ad alta temperatura elevata resistivit elettrica e elevata durezza Trova largo impie
160. o la seguente forma G ATo gt 31 Vp D Al contrario in caso di interfaccia instabile si ha una zona al di fuori dell interfaccia detta zona sottoraffreddata supercooled region dove la temperatura effettiva della lega minore della temperatura di liquidus locale T z lt Tiig C Z In questo caso una perturbazione del fronte di solidificazione piano pu continuare il suo accrescimento e l interfaccia diviene instabile dando luogo a strutture solitamente dendritiche che solidificano verso la zona liquida Similarmente all eq 30 si pu scrivere il seguente criterio di sottoraffreddamento costituzionale che definisce la zona dove pu avvenire questo tipo di accrescimento dendritico In figura 2 6 si riportano diverse tipologie di accrescimento con interfacce stabili e instabili 34 G gt mG plane front columnar zeqo Figura 2 6 Differenti tipologie di accrescimento e relativi andamenti di concentrazione del soluto C Temperature T Temperature di Liquidus Thiq Modellazione del fenomeno Durante i processi di fonderia la tipologia di accrescimento pi comune quella dendritica Di conseguenza in letteratura i primi approcci alla modellazione dei fenomeni di accrescimento si sono concentrati nella descrizione della crescita di strutture dendritiche equiassiche o colonnari che fossero In realt nel caso della ghisa sferoidale il fenomeno principale che governa la solidificazione l
161. o variano nettamente non solo da cubo a cubo ma anche all interno di ognuno di essi Infatti fra le parti centrali e quelle periferiche di ogni cubo il forte gradiente di velocit di raffreddamento porta a differenti entit di nucleazione e crescita degli sferoidi Le dimensioni finali degli sferoidi insieme alla velocit di raffreddamento durante la trasformazione eutettoidica sono uno dei parametri primari che influenza il contenuto finale di ferrite e perlite di una ghisa sferoidale determinando quindi diverse propriet meccaniche Una campagna di analisi metallografica del materiale colato risulta necessaria per valutare l effettiva entit dei gradienti di microstruttura e per fornire dati per la validazione e calibrazione degli strumenti di simulazione numerica In primo luogo stato necessario individuare i profili pi rappresentativi per l indagine cio quelli che evidenziassero un maggior gradiente di caratteristiche microstrutturali Da ogni cubo sono stati estratti tre profili di materiale per l analisi metallografica In figura 4 7 sono visibili i tre profili valutati uno verticale uno orizzontale ed uno diagonale Da una prima analisi del materiale estratto si individuato in quello diagonale linea tratteggiata in fig 4 8 che va da centro cubo fino ad uno dei vertici inferiori il profilo pi rappresentativo della variazione di microstrutture all interno di ogni singolo cubo 126 Figura 4 7 Esempio di
162. ocast Cubo 3 Simulato Procast 950 Cubo 6 Simulato Procast 750 Tempo ore Figura 4 18 Confronto fra temperature simulate linea tratteggiata e misurate linea continua nel centro dei cubi 1 3 6 di spessore 60 100 180mm 139 1300 Cubo 6 Lato 180mm Cubo 3 Lato 100mm Cubo 1 Lato 60mm He N u Cubo 1Simulato Procast Temperatura C Cubo 3 Simulato Procast Cubo 6 Simulato Procast 1200 1100 1050 1000 80 Tempo min Figura 4 19 Confronto fra temperature simulate linea tratteggiata e misurate linea continua nel centro dei cubi1 3 6 di spessore 60 100 180mm Dettaglio sulla solidificazione Il riscontro con le pendenze delle curve di raffreddamento misurate e con le temperature notevoli derivate dalle analisi termiche effettuate ha permesso una parziale validazione della caratterizzazione delle propriet della lega effettuata secondo il metodo della Leva mediante il modulo Panlron del software commerciale CompuTherm 112 Per quanto riguarda il coefficiente di scambio termico all interfaccia dopo una serie di simulazioni di prova stato possibile assegnare un valore ottimale per il caso in studio HTC lega sabbia 750 W m2K La corrispondenza delle pendenze delle curve di raffreddamento anche nelle fasi successive alla solidificazione testimonia la validit delle caratterizzazioni impiegate per le sabbie e per la lega in funzione della t
163. ogia strutturali Grafite primaria Austenite Raggio grano primaria SDAS Numero di noduli N k AT k Eunucl 1000 20000 K cm Eutettico stabile ae n Eupower 2 5 Austenite F Grafite Raggio nodulo grafite ro 3 _ i gt Raggio grano austen lag He AT He Eugrow 3 87e 6 cm sK Eutettico metastabile Ferrite Raggio grano ferrite dN 2 Numero di colonie x kpexp ky Pernuc 10 107 Perlite Raggio colonie dr ae p 2 i pui RESA 5 Distanza lamelle n upexp a Hp Pergrowth 107 10 Facendo riferimento al paragrafo 2 4 1 sui modelli di solidificazione dell eutettico di ghise sferoidali si nota come il calcolo del numero di noduli sia effettivamente realizzato mediante la formulazione proposta equazione di Oldfield 19 Invece la formulazione riportata per la crescita del grano eutettico drasticamente semplificata facendo riferimento alla generica eq 40 generalmente valida per eutettici regolari Questa formulazione non considera il termine inversamente proporzionale al raggio presente in tutte le formulazioni proposte per l eutettico irregolare della ghisa sferoidale In questo caso il manuale non chiarisce se la crescita eutettica sia calcolata effettivamente secondo la relazione generale riportata o se per la ghisa sferoidale entrino in gioco le formulazioni analitiche sopracitate proporzionali al raggio che tengono quindi conto di un meccanismo di accrescimento gov
164. ogni singolo elemento chimico sulle microstrutture e sulle dinamiche di solidificazione in generale 78 81 Anche l influenza dei diversi metodi di trattamento del bagno inoculazione e sferoidizzazione nel caso delle ghise sferoidali stata ampiamente 76 valutata tramite compagne sperimentali 82 83 In particolare per quanto riguarda i materiali inoculanti la pratica fusoria industriale risulta in continua evoluzione alla ricerca di materiali e metodologie innovative pratiche economiche Tuttavia gran parte di questi lavori si sono generalmente limitati alla valutazione di questi parametri mediante gli strumenti classici di analisi termica su piccole quantit di lega senza considerare grandi variazioni di velocit di raffreddamento Il lavoro in questione si proposto invece di valutare in primo luogo proprio l influenza di questo parametro con una particolare attenzione ai fenomeni tipici che si hanno in getti di grande spessore Inoltre bisogna anche evidenziare che per la parte pratica sperimentale il lavoro in questione si avvalso sempre di strutture e stabilimenti industriali che hanno gentilmente concesso spazi ed attrezzature in contesti ai margini della produzione Di conseguenza per ragioni di esigenze produttive di costi ed anche di riservatezza risultato difficile intraprendere una lunga campagna di variazione dei parametri di composizione chimica e trattamento della lega Si preferito quindi fissare il pi
165. oidale colata in sabbia simulazione numerica modellazione di processo solidificazione analisi termica grandi spessori previsione microstrutturale modelli empirici velocit di raffreddamento modulo termico raffreddamento attivo CHARACTERIZATION AND SIMULATION OF SAND DUCTILE IRON CASTING PROCESSES Abstract This work focuses on a numerical experimental characterization of casting processes of sand ductile iron Initially a deep phase of literary review has been carried out in order to completely understand the effects of the process parameters alloy chemical composition melt treatment and cooling rates on defects microstructures and mechanical properties of castings and to evaluate the state of the art of the numerical instruments of simulation of solidification dynamics and microstructure prediction Experimental casting equipments have been designed and developed in order to measure and control the cooling rates and to validate instrument of numerical simulation and microstructure prediction Moreover specific methods and instruments have been designed tested and used in order to measure and analyze temperatures inside the central parts of castings also in case of heavy sections Metallographic samples of material obtained with different conditions have been studied by means of optical analysis in order to evaluate microstructural features gradient verifying the effect of the considered process parameters on microstructure
166. olo standard con questi strumenti possibile imporre differenti condizioni di velocit di solidificazione con maggiori possibilit di avvicinarsi in certi casi ai parametri caratteristici del processo fusorio Le analisi DTA e HF DSC sono fondamentalmente basate sul confronto tra temperatura misurata in un processo controllato di riscaldamento raffreddamento di una piccola quantit della sostanza da caratterizzare e la temperatura misurata in un materiale inerte sottoposto alle stesse condizioni di prova Solitamente nel caso di caratterizzazione di leghe metalliche si impiega come materiale di riferimento allumina Lo strumento pu essere costituito da uno o due crogioli contenenti rispettivamente il materiale campione ed il materiale di riferimento Nel caso della DTA possibile disporre di un solo crogiolo effettuando prima la taratura del sistema con il materiale inerte e memorizzando la curva di raffreddamento In seguito attraverso un multimetro si misura la differenza di potenziale elettrico tra i due estremi della termocoppia A e B in fig 3 4 86 DTA Heat Flux DSC Sample Referenc Reference AB AB Figura 3 4 Schema dei sistemi di analisi termica DTA Differential Thermal Analysis e HF DSC Heat Flux Differential Scanning Calorimetry Gli strumenti per effettuare una analisi DSC standard prevedono due sorgenti riscaldanti una per il campione e l altra per il riferimento misurando la differenza di potenza
167. omeno pu essere modellato secondo formulazioni similari a quelle esposte nel capitolo 2 3 2 41 2 4 1 Solidificazione dell eutettico austenite grafite Nei capitoli precedenti si sono affrontate trasformazioni nelle quali una singola fase solitamente una soluzione solida si accresce dalla lega liquida Durante una trasformazione eutettica invece avviene il passaggio diretto del liquido a due fasi solide A seconda della lega esistono innumerevoli morfologie di strutture derivanti dalle trasformazioni eutettiche Regular Irregular Faceted Faceted Faceted NonFaceted Nodular Divorced etc Si fa riferimento ai testi 1 e 24 per una rassegna dei modelli che descrivono la formazione di ognuna di queste tipologie di eutettico come ad esempio le modellazioni proposte da Jackson e Hunt 1966 Fredrickson e Svensonn 1986 Stefanescu e Kanetkar 1987 Kurtz e Fisher 1989 Li Liu e Loper 1990 etc In 47 48 Stefanescu effettua una approfondita indagine bibliografica sui meccanismi di formazione delle microstrutture delle ghise e sulla loro modellazione Secondo Stefanescu in una ghisa sferoidale la solidificazione delle due fasi grafite ed austenite avviene secondo le regole di quella che si definisce una trasformazione eutettica divorziata fig 2 8 Eutectic grain Graphite Primary spheroid dendrite Figura 2 8 Schema della sequenza di formazione divorziata dei grani eutettici in ghise sferoidali 4
168. onio nel guscio di ferrite Cy r a b r si possono scrivere le seguenti uguaglianze Ca MAC Ca _ Tg AC r Tr Ty r I Tala Ty Sostituendo le 49 nella 47 e nella 48 semplificata del termine di diffusione nell austenite ritenuto trascurabile si ottengono le velocita di accrescimento del raggio grafitico e ferritico 49 7 dry Pa a AC si I dt P Tga Tg a 50 d r AC De Ta Pa g 51 dt o TE CE Ty re GI Come si pu notare anche in figura 2 14 AC C C7 la differenza di concentrazione di carbonio lungo il guscio ferritico nota dal diagramma di stato e tanto pi accentuata quanto accentuato il sottoraffreddamento AT rispetto alla temperatura di eutettoide Da notare che gli approcci multicomponente visti nei capitoli precedenti trovano applicazione anche in queste formulazioni 53 e Changetal 65 hanno modificato questi modelli ipotizzando una nucleazione istantanea della Ferrite che avviene alla temperatura eutettoidica inferiore T che pu risultare anche molto differente dalla Temperatura eutettoidica superiore T presa tradizionalmente come riferimento fig 2 14 In questa formulazione la temperatura Ty veniva determinata sperimentalmente tramite misurazioni DTA Inoltre la velocit di accrescimento della grafite viene approssimata attraverso un bilancio di massa semplificato o addirittura non considerata in quanto risulta una crescita molto limitata quasi trascurabi
169. ontati In alcuni casi l impiego di correlazioni sperimentali risulta indispensabile rendendo necessario l impiego di strumenti e metodologie atte alla validazione di modelli empirico analitici per la previsione delle microstrutture Questi strumenti dovranno essere in grado di valutare l influenza dei principali parametri di processo sulle dinamiche di solidificazione e sulle microstrutture finali del getto Si pone grande interesse nella valutazione delle velocit di raffreddamento della lega dipendenti da spessori diversi ed eventuali sistemi di raffreddamento in quanto risulta un parametro la cui influenza stata poco studiata in letteratura in particolare per quando riguarda i getti di grande spessore e di conseguenza i raffreddamenti lenti Si sottolinea l importanza di una corretta valutazione delle velocit di raffreddamento nelle diverse fasi del processo distinguendo fra le velocit di raffreddamento che interessano la solidificazione e quelle che interessano le trasformazioni in fase solida Solamente mediante una accurata previsione delle microstrutture sar possibile ottenere preziose valutazioni sulle caratteristiche meccaniche finali del getto 72 A seguito della ricerche bibliografiche e delle considerazioni e effettuate sugli strumenti di modellazione di processi fusori di ghisa sferoidale si sono individuati come obiettivi principali delle attivit Definizione e realizzazione di attrezzature di colata sperimen
170. ormazione delle microstrutture possono venire profondamente modificate Il trattamento di inoculazione largamente impiegato nella pratica fusoria delle ghise e viene solitamente effettuato inserendo nel bagno di lega piccole quantit di leghe di Fe Si insieme a particelle di Ca Al Ba Terre Rare etc portando ad un affinamento del grano e promuovendo trasformazioni eutettiche stabili Nel caso specifico delle ghise sferoidali GS al trattamento di inoculazione si affianca il trattamento di sferoidizzazione che consiste nella dispersione di magnesio nel bagno di lega L aggiunta di magnesio modifica profondamente le modalit di nucleazione e crescita della fase grafitica la quale assumendo forma sferica influenza di conseguenza le morfologie delle microstrutture delle altre fasi Nel capitolo 2 4 si descriveranno in particolare i complessi meccanismi di formazione delle microstrutture per ghise sferoidali L efficacia dei trattamenti della lega dipende da vari parametri di processo fra i quali le quantit e qualit dei materiali modalit di dispersione e tempi che intercorrono fra i trattamenti e la colata In particolare per quanto riguarda i tempi si sottolinea come il trattamento di sferoidizzazione a causa dei fenomeni di evanescenza del magnesio perda velocemente il suo effetto nel tempo fig 1 3 Di conseguenza i tempi relativi ai diversi trattamenti del bagno ed i tempi di movimentazione della siviera a loro volta dipende
171. ossono essere impiegati per una progettazione strutturale pi accurata di componenti ottenuti per fusione in un approccio alla progettazione integrata di un prodotto e del relativo processo produttivo 153 154 CAPITOLO 5 MODELLAZIONE DI PROCESSO DI COLATA AD ALTO MODULO TERMICO CON RAFFREDDAMENTO ATTIVO 5 1 INTRODUZIONE Questa attivit si concentra sulla valutazione dell effetto di velocit di raffreddamento imposte su processi di colata in sabbia di getti di grande spessore di ghisa sferoidale Per lo scopo si definita e utilizzata una attrezzatura di colata sperimentale dotata di un sistema di raffreddamento attivo ad aria Nel campo dei getti di grandi dimensioni la riduzione dei tempi di processo limitata solitamente dal tempo necessario per il raggiungimento della temperatura di destaffaggio pu portare ad un aumento significativo di capacit produttiva e ad una corrispondente diminuzione dei costi Tuttavia un destaffaggio precoce o in generale un raffreddamento troppo rapido pu portare ad un aumento del contenuto di perlite con conseguenti problematiche di rispetto delle specifiche di propriet meccaniche richieste Con queste premesse stato sviluppato e testato un sistema di raffreddamento attivo in grado di fornire un metodo per la riduzione dei tempi di processo senza le perdite di propriet meccaniche Sono state formate ed impiegate due attrezzature sperimentali per la colata in sabbia di getti di grande
172. ottiene un valore accurato della frazione di fase oggetto di misura Se le dimensioni della sezione presa in considerazione risultano sufficientemente maggiori delle dimensioni caratteristiche delle strutture prese in esame anche i dati derivanti da una singola sezione possono risultare rappresentativi Per la ghisa sferoidale fra i parametri microstrutturali di maggiore interesse vi sono il numero e le dimensioni dei noduli di grafite Per quanto riguarda la misurazione delle dimensioni medie dei noduli di grafite solitamente espressa come area media ma comunque riconducibile al raggio medio necessario sottolineare che la misurazione bidimensionale presenta una sottostima intrinseca del valore reale tridimensionale Infatti la sezione sulla quale si effettua la misura su una distribuzione casuale di solidi sferici e non interseca tutti gli elementi sulla mezzeria Ne deriva una inevitabile sottostima della misura del raggio grafitico Per quanto riguarda invece il numero dei noduli di grafite nell analisi ottica di una sezione piana si pu definire il numero medio di noduli N per unit di area cell count secondo la relazione 108 N 0 5N 1 PT 63 Dove N ilnumero di noduli nell area analizzata Ne il numero di noduli parzialmente nell area analizzata fg la frazione di grafite Nella ghisa sferoidale i noduli di grafite sono caratterizzati da un distribuzione di Raleigh 109 quindi il numero di noduli p
173. precisi punti della curva descritta dalla differenza di temperatura tra i due materiali picchi esotermici o endotermici fig 3 5 Attraverso la lettura di questi andamenti possibile individuare le temperature caratteristiche del materiale analizzato Temperatura di liquidus Temperatura eutettica e Temperatura di solidus Per ulteriori approfondimenti sul funzionamento ed impiego di questi strumenti si rimanda alla guida pratica redatta dal NIST Statunitense National Institute of Standards and Technology 95 Freezing Exothermic il bor Melting o DTA Signal baseline Encothermic Figura 3 5 Segnale DTA in caso di raffreddamento riscaldamento DTA Temperature I vantaggi di questi strumenti si individuano nella possibilit di variare le velocit di solidificazione fusione alle quali sottoposta la lega nonch la possibilit di misurare le energie associate alle trasformazioni che avvengono durante la solidificazione di una lega Il principale limite di questi strumenti la loro applicazione praticamente esclusiva in ambito di laboratorio Infatti analizzando piccole quantit di materiale gi colato in precedenza non risultano concepiti per monitorare sul campo le temperature di uno specifico processo produttivo La lega che viene testata non sottoposta alle stesse trasformazioni caratteristiche del processo fusorio in analisi subendo di fatto una seconda rifusione e o solidificazione che a
174. prezzare anche fenomeni di recalescenza della lega correlati a trasformazioni cinetiche microstrutturali rapide in alcune zone dei getti Il costante aumento della potenza dei processori a cui si assiste negli ultimi anni insieme allo sviluppo di algoritmi di calcolo multiprocessore sempre pi efficaci suggerisce comunque 69 buone prospettive di sviluppo e diffusione di questi modelli accoppiati nei principali codici di calcolo commerciali Dall osservazione di dati microstrutturali derivanti da provini metallografici estratti in opportuni punti di controllo fig 2 20 possibile tramite un procedimento ricorsivo inverso individuare valori ottimizzati delle costanti sperimentali dei modelli microstrutturali in funzione delle specifiche condizioni di processo In questo modo si ottiene uno strumento di previsione dedicato e sensibile all influenza dei parametri dello specifico processo studiato sulle microstrutture finali del getto Infine attraverso la previsione delle microstrutture nel getto possibile ottenere attraverso correlazioni sperimentali una stima delle propriet meccaniche del prodotto 88 119 In figura 2 21 si riporta un grafico di esempio di correlazione fra propriet meccaniche legge di deformazione plastica e contenuto di perlite di ghise sferoidali 1300 0 24 0 2 1100 ae T J a Z 0 16 pot 900 PA Linear R2 0 997 0 12 Linear R2 0 97 700 i 0 20 40 60 80 0 20 40 60
175. raffreddamento dovuto al sistema di raffreddamento attivo impiegato Risulta invece di 170 difficile interpretazione una valutazione della variazione di questo parametro in funzione della distanza dal sistema di raffreddamento Tabella 5 2 Risultati delle analisi metallografiche effettuate sui campioni estratti denominati secondo fig 5 9 e 5 10 Valori di dimensione e forma della grafite e percentuale di ferrite e perlite nella matrice metallica riportati secondo la norma ISO 945 1 100 Dimensione Grafite Forma grafite i ee in a i jore papell calo Ferrite Perlite Max 0 015 0 03 0 06 0 12 0 25 za 2s 2s 6 os far a a7 oa lea m Cares a7 7s wz as 33 fos oz ra asp fs Paaze 27 27 ass 588 eas fos s rsa ras 7 26 Cazan 2a 8 ma aoe 81 55 1218 3 33 pre aos 163 5 Cazac 27 58 zee 558 na os Passa ie 32 569 18 168 12 Passe aa era aos ars or 7 3 EE Provino Passe a is 2 sea 223 oa meaa 2 4 a7 erza ie sa ss Wa a eis 26 7 ee sea raz a7 oa Peaze 28 3s ea 588 sls 2 ezia 27 oa sss asa os 79 0 oar ena 2218 27 oa ses sa 4a 35 as ors 77 Pazac 2s se pas 528 86 29 02 ma ar essa sa es e71 177 38 Passe 22 31 ess wor 18 78 aa ms ss esse 36 iat 168 as 72 or 682 eos so 10 maa Ts 7 0 st s i ee iz pes 085 o CEEA
176. raphite morphology on the modulus of elasticity in cast irons IJCMR 2004 Vol 17 No 5 pp 271 279 120 Magma5 User Manual Magmalron Simulation of microstrutural modeling in cast iron 121 D Stefanescu et al Proceedings of 4th Decennial International Conference on Solidification Processing Sheffield July 1997 609 122 Goettsch et al Metallurgical and Materials Transactions 25A 5 1994 1063 ee m m 187 188 Ringraziamenti Si ringrazia innanzitutto il mio Tutore e Relatore Prof Ing Luca Tomesani ed i miei colleghi e mentori Dr Ing Rosario Squatrito e Dr Ing Ivan Todaro per il supporto didattico e scientifico fornitomi in questi tre anni di attivit di dottorato Inoltre si ringraziano sentitamente Andrea Morri per le attivit in laboratorio di metallurgia Giacomo Bertuzzi per le attivit sul raffreddamento attivo Antonio Iannopollo per la collaborazione durante il suo periodo di tirocinio e tesi presso il DIN e tutti coloro che hanno contribuito allo svolgimento delle attivit trattate in questo lavoro ricordando che Le attivita sono state realizzate in collaborazione con il personale del Dipartimento di Ingegneria Industriale DIN dell Universit di Bologna in particolare quello del settore disciplinare ING IND 16 ed in collaborazione con il personale del CIRI MAM Alcune delle attivit presentate nel cap 3 sono state svolte in collaborazione con SACMI IMOLA Bologna con Fo
177. ratura 28 La velocit di nucleazione 0N dt pu essere comunque calcolata secondo la seguente formula generale 29 dN R ap 7 Hails Mex 75 25 30 dove N il numero di particelle eterogenee sulle quali pu avvenire la nucleazione N il numero di particelle che hanno nucleato entro l istante i esimo 4 L sono costanti sperimentali Poich si stanno descrivendo fenomeni pressoch istantanei l eq 25 pu anche essere scritta come N dt N56 T Ty 26 dove il delta della funzione di Dirac L integrazione dell eq 26 d un numero di nuclei totale N ad una temperatura di nucleazione Ty Da questa osservazione si nota come nonostante uuz influenzino la velocit di nucleazione il numero finale dei grani determinato unicamente da N Con queste ipotesi Stefanescu et al 28 descrivono una delle pi comuni forme per la legge di nucleazione istantanea come N a bT 27 conaeb costanti sperimentali I modelli di nucleazione istantanei sono risultati molto efficaci e veloci a livello computazionale basandosi semplicemente sul dati sperimentali relativi al numero di nuclei finale L affidabilita delle previsioni ottenibili con questi modelli istantanei direttamente correlata all accuratezza delle misure sperimentali da cui derivano ed alla coerenza fra il campo di condizioni di processo indagate sperimentalmente e numericamente 2 3 2 3 Accrescimento La solidificazione di molte delle
178. ratura di fusione Densit C kg m HfC 3900 12670 TaC 3900 14470 ZrC 3400 6560 TiC 3250 4920 SiC 2700 3220 B4C 2450 2510 WC 2900 15600 Refrattari a base di carburo di silicio Si tratta del carburo refrattario da pi tempo utilizzato Si prepara facendo reagire ad alta temperatura una miscela di silice e di coke polverizzati Il prodotto ottenuto viene finemente macinato e successivamente sinterizzato con o senza argilla L aggiunta di argilla facilita la preparazione dei manufatti abbassandone per le propriet refrattarie Senza argilla si promuove la formazione di nitruro di silicio Si3N4 mediante cottura in ambiente di azoto ad alta temperatura Il nitruro funge da cemento dei grani inducendo elevata compattezza 98 impermeabilit ai gas pi alta resistenza chimica Manufatti di carburo di silicio trovano impiego come refrattari nell industria ceramica e metallurgica come parti di crogiuoli e di recuperatori di calore come elementi riscaldanti Presentano notevole resistenza agli sbalzi termici e sono utilizzabili in atmosfere ossidanti fino a 1500 C ed in quelle inerti fino a 2000 C C Refrattari a base di silicato di zirconio Il silicato di zirconio o zircone ZrSi04 un materiale refrattario le cui propriet caratteristiche sono ottima resistenza chimica durezza elevata basso coefficiente di dilatazione termica buona conduttivit termica eccellente resistenza agli sbalzi termici L
179. rescimento nel ferro liquido della grafite caratterizzata da un reticolo cristallino a piani esagonali fig 2 10 quello sferico cio in direzione perpendicolare al piano basale 1001 L accrescimento lamellare perpendicolare al piano prismatico 1010 sarebbe invece una forma modificata dovuta principalmente alla larga presenza di solfuri ed ossidi nel bagno di metallo fuso 51 Skaland et al 52 proposero che la maggioranza dei siti di nucleazione nella ghisa sferoidale fossero costituiti da prodotti primari o secondari del trattamento al Magnesio In particolare fig 2 11 proponevano che i nuclei degli sferoidi fossero costituiti da solfuri MgS CaS ricoperti da 44 ossidi o silicati di Magnesio Mg0 Si0 2Mg0 Si0 L inoculazione di Ferro silicio con altri metalli X darebbe luogo sulla superficie dello strato di ossidi alla formazione di Silicati Esagonali X0 Si0 0 XO Al 03 2 Si0 probabilmente attraverso una reazione di scambio con gli ossidi di magnesio MgO 0001 sisi basal plane a 0 246 nm Figura 2 10 Struttura cristallina della grafite ed accrescimento secondo il piano basale 0001 XO SiO2 hexagonal MgO Sio MgO SiO graphite FeSix i X Al Ca Sr Ba graphie Ca Mg Sr S CaMg Sr S Figura 2 11 Meccanismo di formazione di nuclei di grafite in ghise sferoidali 48 Anche Jacobs et al 53 attraverso dati derivanti da osservazioni al SEM sostengono
180. richiesta dall elemento scaldante per mantenere la stessa temperatura nei due crogioli durante la rampa di riscaldamento Il segnale restituito dallo strumento risulta quindi in W unita di massa e fornisce una misura accurata dell energia associata alle trasformazioni di fase della lega In realt gli strumenti pi diffusi per analisi DSC possiedono invece una sola unit riscaldante per entrambi i crogioli e vengono chiamati HF DSC Heat Flux DSC Misurano il flusso termico che attraversa un elemento di collegamento tra i due contenitori il cui materiale ha conduttivit termica perfettamente nota e sufficientemente elevata cos da minimizzare le differenze di temperatura tra campione e riferimento La tecnica HF DSC pur basandosi sulla misura diretta di differenza di temperatura tra i valori letti dalle due termocoppie fornisce in uscita il flusso termico attraverso il materiale di collegamento che direttamente proporzionale alla differenza di temperatura tra i due materiali Sebbene anche attraverso l analisi DTA sia possibile ottenere un valore quantitativo del calore di trasformazione di fase assorbito ceduto dal campione durate la solidificazione fusione l analisi HF DSC permette di ottenere una misura pi accurata anche se a sua volta meno accurata della DSC Standard 87 In tutti i casi l analisi viene condotta imponendo una uguale rampa di raffreddamento riscaldamento per i due campioni a confronto e analizzando
181. rimento del crogiolo viene effettuato durante le fasi di formatura dello stampo in sabbia mediante diversi accorgimenti tecnici che possono prevederne il posizionamento diretto sul modello fig 3 7a b oppure l impiego di tasselli preformati per garantirne un posizionamento pi preciso fig 3 7c I cavi per il trasferimento del segnale opportunamente protetti attraversano lo stampo in sabbia e possono essere collegati al sistema di acquisizione termica commerciale illustrato in figura 3 1 Il software commerciale registra le temperature misurate dalla termocoppia del crogiolo standard L analisi termica di queste temperature deve essere effettuata mediante strumenti informatici differenti da quelli forniti dai sistemi commerciali standard in quanto questi ultimi sono rigidamente tarati per fornire informazioni valide nel campo di velocit di raffreddamento tipico della lega nel crogiolo posto all esterno della staffa e raffreddato in aria In particolare nei casi oggetto di studio si 90 fatto uso di fogli di calcolo Excel nei quali si sono impiegati metodi numerici EWMA per la pulizia del segnale di temperatura ed in seguito si effettuata la derivata nel tempo dei dati ottenuti In figura 3 8 si riporta un esempio di acquisizione termica effettuata con crogiolo standard posto all interno dello stampo durante un processo di colata di ghisa sferoidale effettuato durante una delle attivit sperimentali b c Figura 3 7 A
182. rivestimento e di eliminare la parte vuota rimanente fra termocoppia e tubo Infatti se il rivestimento fosse vuoto la termocoppia potrebbe perdere il contatto con la parete interna dello stesso registrando di fatto la temperatura dell aria all interno del tubo ed ottenendo quindi una misura falsata Inoltre il riempimento del tubo di allumina diminuisce il rischio che la forte pressione esercitata dalla lega porti alla rottura del rivestimento o al suo spostamento per galleggiamento Infine era necessario creare una battuta di riferimento per posizionare univocamente il tubo in allumina all interno dello stampo in sabbia dove sarebbe stato alloggiato I tubi sono stati quindi posizionati in adeguati stampi in plastica di diametro maggiore del tubo stesso con il fine di realizzare una parte cilindrica aggiuntiva che facesse da riferimento nello stampo in sabbia In seguito 103 vengono mostrate alcune immagini delle fasi della formatura dei rivestimenti Figura 3 11 Formatura delle sonde Tubi di allumina posizionati su supporto in profilati metallici sinistra e rivestimento formato destra In Figura 3 11 si pu osservare il posizionamento dei tubi di allumina sulla staffa realizzata appositamente per la formatura ed il posizionamento di una termocoppia al loro interno In basso a destra si vedono le parti inferiori degli stampi in plastica per la formatura del riferimento in ceramico colabile tappi forati in materiale plastico
183. rnato da diffusione verso la grafite Raggiunto uno spessore pi considerevole la AC fra superficie interna ed esterna del guscio ferritico aumenta e la diffusione del carbonio verso la grafite torna a governare il fenomeno Secondo alcuni dati sperimentali 66 questo cambio si ha circa per lo 0 8 della frazione totale trasformata ft fa fy 56 La modellazione di questa fase di accrescimento si attiene fondamentalmente a quella gi proposta da Venugopalan eq 51 dra Pa Tg AC Vg Dg Oa 51 a dt Capa 07 03 51 e Nel 1998 Lacaze e Gerval 68 apportano ulteriori modifiche ed alcune critiche a questa modellazione In primo luogo tengono conto di un ulteriore fenomeno fino ad adesso non considerato costituito dall accrescimento pre eutettoidico del nodulo di grafite in fase solida Infatti seppur lentamente dalla solidificazione fino all eutettoide il carbonio presente nell austenite diffonde verso i noduli di grafite Il meccanismo di accrescimento della grafite per diffusione e la sua modellazione seguono regole del tutto similari a quelle gi proposte Inoltre muovono alcune critiche all utilit della modellazione della fase 1 dei modelli proposti da Svennsonn e Wess n in quanto ne ritengono l apporto alla quantit di ferrite totale molto basso in particolare per raffreddamenti lenti Propongono quindi di incorporare questa prima fase nella modellazione della nucleazione ipotizzando una semplice nucle
184. rutturali stato possibile individuare le zone a maggior variazione dei parametri di processo attraverso valutazioni indicative ma utili su tempi di solidificazione o velocit di raffreddamento eutettiche o eutettoidiche Per la descrizione dettagliata delle diverse attrezzature sperimentali di colata impiegate si rimanda ai capitoli 4 e 5 relativi alle differenti attivit sperimentali 3 2 STRUMENTI DI MISURA DELLE TEMPERATURE ED ANALISI TERMICA In questo capitolo si descrivono quegli strumenti o sistemi di strumenti commerciali o auto costruiti definiti di analisi termica Si tratta di strumenti avanzati che non effettuano solo il monitoraggio delle temperature del processo ma anche una caratterizzazione della lega attraverso l individuazione delle temperature notevoli associate alle trasformazioni metallurgiche della stessa Infatti attraverso 80 l analisi di picchi e flessi della derivata nel tempo della temperatura registrata possibile individuare le temperature alle quali avvengono i principali fenomeni di solidificazione ed in generale di formazione delle microstrutture 91 93 I dati delle temperature ottenuti con questi strumenti ancora prima dei dati da analisi metallografica sono indispensabili per la validazione dei risultati derivanti da simulazioni di processi di colata Molte fonderie sono dotate di sistemi di analisi termica completamente automatizzati e tarati per l analisi di leghe e processi specifici a
185. s parameters such as dimension and distribution of graphite nodules and content of ferrite and pearlite In heavy section castings a strong influence of macrosegregation and convective phenomena on microstructures and defects was found The main part of the activities focused on numerical simulation FEM of the performed casting processes The measured data of temperatures and microstructures have been used for the validation and optimization of the numerical simulations and of the analytical empirical models for microstructure prediction in a wide range of process condition The use of reliable instruments for simulation of casting process with the adding of the implementation of experimental correlation microstructures mechanical properties allows for the evaluation of final properties and defects of castings giving an important help in the optimization of the final product and its relative production process Keywords sand casting ductile iron process modelling solidification thermal analysis heavy section microstructure empirical models numerical simulation cooling rates thermal module active cooling SOMMARIO 1 Introduzione 2 Rassegna della letteratura Modelli di solidificazione e previsione delle microstrutture 2 1 Modelli di Solidificazione Macroscopici 2 2 Modelli di segregazione 2 3 Modelli Microstrutturali 2 3 1 Modelli basati su Criteria Functions 2 3 2 Modelli Cinetici di Nucleazione ed Accrescimento 2 3 2
186. si sempre ignorato il contributo relativo ai fenomeni convettivi durante le fasi di solidificazione della lega Nel campo della simulazione di getti di piccolo medio spessore come ad esempio nell esperienza del cap 4 questa approssimazione risultata largamente accettabile come dimostrano i confronti fra i risultati misurati e previsti relativi non solo alle temperature di processo ma anche alle caratteristiche microstrutturali e meccaniche Nel caso di getti di grandi dimensioni per l influenza dei fenomeni convettivi della lega sulle dinamiche di solidificazione della stessa risulta pi influente aumentando di fatto il grado di incertezza dovuto a questa approssimazione In conclusione non sono risultate riscontrabili particolari influenze della velocit di raffreddamento sulla microstruttura nei campi di variazione applicata mentre si riscontrata una forte influenza dovuta a fenomeni di segregazione e convezione in fase di solidificazione Di conseguenza i risultati di previsione delle microstrutture non hanno trovato un buon riscontro con l andamento dei dati misurati e sono risultati poco rappresentativi della variazione applicata di velocit di raffreddamento Nonostante questo considerazioni per quanto riguarda i dati di simulazione termica si pu riscontrare una buona corrispondenza fra andamenti misurati e previsti delle temperature in particolare nella previsione dei tempi di processo e delle velocit di raffreddamen
187. siche dei materiali delle microstrutture e delle propriet meccaniche In particolare il confronto con l acquisizione e l analisi termica in diversi punti dell attrezzatura ha permesso la validazione dei modelli di caratterizzazione termo fisica della lega individuando le temperature notevoli associabili alle trasformazioni metallurgiche in funzione delle condizioni di processo I confronti fra indagini micrografiche e risultati numerici hanno permesso di validare i modelli di previsione della microstruttura su un ampio intervallo di condizioni di processo individuando anche i valori pi adatti di alcune delle costanti sperimentali che entrano a far parte di queste formulazioni Tuttavia dai riscontri sperimentali emerge la necessit di un ulteriore sviluppo nella modellazione dei processi fusori di getti di ghisa sferoidale di grande spessore per permettere la valutazione delle dinamiche e degli effetti dei fenomeni di fenomeni di convezione della lega durante la sua solidificazione e di quelli di segregazione associati L impiego di strumenti affidabili di simulazione delle dinamiche del processo fusorio e di previsione delle microstrutture permette di ottenere attraverso l impiego di correlazioni sperimentali una stima di difettologie e propriet meccaniche nelle diverse parti getti con evidenti ricadute pratiche sulle possibilit di ottimizzazione del processo produttivo e di miglioramento della qualit del relativo prodotto I da
188. sivo riscaldamento della sabbia Osservando le micrografie in fig 4 17 relative al cubo di 137 spessore 180mm risulta evidente l aumento della frazione di ferrite bianca nel provino periferico rispetto a quello centrale confermando quindi le considerazioni effettuate Per brevit di trattazione i dati di microstruttura relativi ad ogni singolo punto misurato su ogni profilo estratto dai diversi cubi non vengono riportati in questo capitolo in quanto verranno presentati in seguito nel capitolo di confronto fra risultati misurati e simulati 4 3 RISULTATI NUMERICI E CONFRONTO CON MISURAZIONI SPERIMENTALI Le simulazioni numeriche del processo di colata sono state effettuate con il software commerciale ProCast EsiGroup La registrazione di tutti i parametri di processo durante le attivit di colata composizione chimica temperatura di colata temperatura ambiente materiali degli stampi ecc ha permesso l impostazione accurata di gran parte dei parametri e condizioni al contorno richieste dal software Durante le attivit di simulazione sono rimasti per alcuni gradi di libert nell impostazione del problema numerico ad esempio i valori dei coefficienti di scambio termico all interfaccia getto sabbia o di alcune delle costanti sperimentali dei modelli di previsione micro strutturale Per la corretta definizione di questi parametri si effettuata una campagna di taratura ricorsiva delle simulazioni numeriche Nelle prime simulazion
189. somma del contributo dei nuovi nuclei pi la frazione incrementata di volume dei grani gi formati 7 Se 8 Dove 23 N il numero di nuclei per unit di volume v ilvolume dei grani Secondo 18 volendo tenere in conto anche il movimento dei grani fra gli elementi two velocity models in fig 2 2 la velocit di nucleazione pu essere scritta come AN dt N dN dt V V N 9 dove N la velocit di nucleazione che tiene conto dei diversi contributi alla nucleazione il primo termine dN t dt velocit locale di formazione di nuclei ed il secondo termine il flusso di grani dovuto alla velocit V di movimento del solido Assumendo per semplicit che i grani abbiano forma sferica di raggio r x t dalla 8 si pu scrivere l equazione che descrive l incremento della frazione di solido come 3 df 4r NZa Nr dr 1 10 con v 4nr3 3 volume grano sferico A 4nr area della superficie del grano V dr dt velocit di crescita radiale del grano dv dt AV incremento di volume del grano sferico Nella 10 tramite il termine 1 fz considerato anche il fenomeno di schiacciamento dei grani luno contro l altro che avviene dopo il contatto dei grani durante la loro crescita grazie alla formulazione proposta da Avrami Johnson Mehl 20 21 Se si semplifica assumendo una nucleazione instantanea all inizio del processo di solidificazione ed un movimento dei grani fra elementi nullo ris
190. sso nel processo di formatura in sabbia di ghisa grigia alcune tipologie di raffreddamento attivo 90 La definizione di attrezzature di colata che impiegano sistemi di raffreddamento attivo dedicate ad attivit 79 sperimentali risulta pi semplice in quanto non si deve sottostare alle rigide specifiche ed esigenze imposte dalla produzione In letteratura vi sono diversi esempi di campagne sperimentali effettuate con queste attrezzature basate su disparati sistemi di raffreddamento ad acqua ad olio ad aria Il principale vantaggio del raffreddamento attivo l elevato grado di controllo che si pu ottenere sulle velocit di raffreddamento Lo studio di una attrezzatura in grado di azionare e variare l asportazione di calore a piacimento durante il processo fusorio pu aprire la porta verso lo sviluppo di attrezzature di colata specifiche in grado di effettuare un raffreddamento guidato che implichi un livello di controllo della microstruttura finale tale da evitare successivi trattamenti termici Ci permetterebbe di ottenere prodotti finiti con le propriet microstrutturali e meccaniche richieste evitando un passaggio costoso ed energivoro come il trattamento termico Gli strumenti di simulazione di colata sono risultati molto utili anche nella fase iniziale di progettazione ed eventuale modifica delle attrezzature sperimentali di colata Infatti tramite semplici simulazioni termiche preventive senza l impiego di modelli microst
191. sula dagli scopi di questa trattazione 1 4 5 L equazione di bilancio dell energia nel caso pi semplice di solidificazione di una lega in un elemento di volume ignorando i 14 fenomeni convettivi si pu scrivere nella seguente forma eq 1 nella quale oltre al trasporto del calore entra il contributo entalpico della lega pH eq 2 0 pH dt T pH p tM er A I 2 Dove p H cp e K sono rispettivamente densit l entalpia calore V KVT 0 1 specifico e conduttivita termica della lega Queste variabili sono mediate sulle fasi solide e liquide usando la frazione volumetrica di solido f mentre L il calore latente rilasciato durante il cambiamento di fase Derivando nel tempo leq 2 si pu riscrivere il primo termine dell eq 1 come a0 pop se pL 3 Sostituendo nell eq 1 e semplificando si ottiene l espressione diretta dell andamento della temperatura della lega nel tempo rr ie V aVT CALA 4 dt PCy Cp Ot Cy Ot dove a la diffusivita termica della lega Nel caso dei modelli MT la risoluzione dell eq 4 si limita all implementazione delle variabili in gioco assegnando alla lega delle propriet termo fisiche medie conduttivit densit calore specifico frazione di solido calore latente o direttamente entalpia totale in funzione della temperatura Con la diffusione a livello industriale degli strumenti numerici di simulazione di colata sono state portate av
192. t meccaniche misurate nei diversi punti di controllo dei getti riportati con la denominazione di fig 5 9 e 5 10 Anche in questo caso l interpretazione dei dati risulta difficile a causa della variabilit elevata dei dati Inoltre si tratta solo di dati di verifica singoli senza ripetizione della misurazione nello stesso punto I dati di resistenza massima e di snervamento a trazione non presentano differenze significative In alcuni dei punti del getto 2 si pu notare un abbassamento 175 dell allungamento di rottura a trazione e della resilienza Questo comportamento a rottura pi fragile in alcuni punti del getto sottoposto a raffreddamento attivo pu dipendere dal generico aumento delle velocit di raffreddamento ma anche da svariati altri fattori fra i quali l aleatoriet della misura e l aumento riscontrato dell irregolarit della morfologia dei noduli dovuto a fenomeni di evanescenza del magnesio fra una colata e l altra In generale la variabilit riscontrata conferma la forte dipendenza delle propriet meccaniche dalle difettologie quali segregazione presenza di zone con grafite degenerata o di composti indesiderati Tabella 5 4 Risultati delle prove meccaniche di trazione e di resilienza effettuate sui campioni estratti dai getti denominati secondo lo schema in fig 5 9 e 5 10 Rs carico di snervamento a trazione Rm carico di rottura a trazione A allungamento percentuale di rottura a trazione Av en
193. t of solidification of cast irons from continuous cooling curves JMPT 92 93 1999 25 30 93 D Emadi L V Whiting S Nafisi R Ghomashchi Applications of thermal analysis in quality control of solidification processes Journal of Thermal Analysis and Calorimetry 81 2005 235 242 94 Thermal Analysis of Cast Iron Heraeus Electro Nite International N V Houthalen Belgium 95 W J Boettinger U R Kattner K W Moon DTA and Heat flux DSC Measurements of Alloy Melting and Freezing NIST Spec Publ 960 15 2006 186 96 ASTM C71 12 Standard Terminology Relating to Refractories 97 ASTM C401 12 Standard Classification of Alumina and Alumina Silicate Castable Refractories 98 ASTM C545 97 Standard Classification of Zircon Refractories 2013 99 ASTM E 112 96 2004 Standard Test Methods for Determining Average Grain Size 100 ISO 945 1 2008 E Microstructure of cast irons Part 1 Graphite classification by visual analysis 100 ISO 643 Steels Micrographic determination of the apparent grain size 101 ISO 1083 Spheroidal graphite cast irons Classification 103 ASTM A 247 Standard Test Method for Evaluating the Microstructure of Graphite in Iron Castings 104 ASTM E 407 07 Standard Practice for Microetching Metals and Alloys 105 A Di szegi How to explore cast iron Course on Metallurgy Solidification and Modelign of cast iron castings 3rd edition 13th to 17th of May 2013 J nk ping University
194. ta in tabella 5 1 Il sistema di raffreddamento attivo stato alimentato mediante il collegamento all impianto industriale ad aria compressa ad 8 bar 162 Figura 5 8 Esperienza di colata sperimentale con attrezzatura a raffreddamento attivo e monitoraggio delle temperature presso fonderie Global Casting Magdeburg Germany Tabella 5 1 Misurazioni effettuate tramite quantometro della composizione chimica wt del bagno di ghisa sferoidale impiegato nella colata sperimentale Composizione Chimica Cc 3 59 Si 2 13 Mn 0 24 P 0 016 S 0 007 Mg 0 037 Cr 0 023 Ni 0 029 Mo 0 004 Cu 0 037 Al 0 016 Ti 0 005 Ce 0 Sn 0 006 Pb 0 002 163 5 1 4 Provini microstrutturali e meccanici L attrezzatura sperimentali a moduli termici differenziati stata concepita per ottenere una diversificazione delle condizioni di raffreddamento della lega in funzione delle velocit di raffreddamento imposte tramite il sistema di raffreddamento attivo Tuttavia le condizioni di raffreddamento non variano solo in funzione dalla distanza dal sistema di raffreddamento ma anche in funzione della distanza dalla superficie del getto Una campagna di analisi metallografica e di prove meccaniche del materiale colato risulta necessaria per valutare l effettiva entit dei gradienti di microstruttura Positions Taglio Orizzontale Attrezzatura 1 3 1_ 1 3 2 1 3 3 0UI23 S9 Base
195. tali per la variazione ed il controllo delle velocit di raffreddamento Caso 1 Attrezzatura a Moduli Termici Differenziati cap 4 Caso 2 Attrezzatura a Sistema di Raffreddamento Attivo cap 5 Definizione di sistemi misura ed analisi della temperature della lega all interno di getti di grande spessore Validazione e calibrazione di strumenti di simulazione di colata per la previsione delle microstrutture Impiego di strumenti di simulazione di colata per l ottimizzazione del processo ed il miglioramento delle propriet microstrutturali e meccaniche dei prodotti finiti 73 74 CAPITOLO 3 STRUMENTI E METODI DI INDAGINE UTILIZZATI L individuazione degli strumenti e metodi pi idonei all indagine proposta stata un attivit di fondamentale importanza In questo capitolo si propone non solo una descrizione dei principali strumenti e metodi atti a questi tipi di indagine ma anche una rassegna critica sulle loro caratteristiche e sulle valutazioni che hanno portato alla scelta alla modifica ed alla progettazione di alcuni di essi Nel capitolo precedente stata presentata una rassegna sui modelli di solidificazione e previsione microstrutturale L impiego di questi modelli in strumenti di simulazione di processo permette non solo la previsione delle caratteristiche finali di un getto di produzione ma anche l ottimizzazione del processo per ottenere un miglior prodotto finito Dalla lettura del capitolo 2 si comprende
196. tamente si tratta di materiali ferrosi alto fondenti ma si possono anche impiegare sabbie differenti Questi raffreddatori sono detti passivi poich non estraggono calore in maniera continua attraverso circuiti di raffreddamento bens sfruttando unicamente la differenza iniziale di temperatura e le differenti propriet termo fisiche rispetto alla sabbia Questa soluzione largamente impiegata nella pratica fusoria risulta economica e funzionale ed solitamente impiegata per velocizzare la solidificazione risolvendo in alcuni casi problemi di porosit o modificando le propriet microstrutturali e meccaniche finali In base alla disposizione differente dei raffreddatori possibile ottenere attrezzature sperimentali a condizioni di raffreddamento diversificate Solitamente si influisce solamente sulle fasi di solidificazione tuttavia mediante opportuno dimensionamento si pu ottenere anche un controllo sulla velocit di trasformazione eutettoidica Infine i metodi di raffreddamento attivo prevedono l impiego di sistemi per la circolazione di fluidi atti all asportazione continua del calore dall attrezzatura di colata Sistemi attivi di questo tipo implicano un alto grado di complicazione delle attrezzature di colata e sono quindi impiegati raramente nella pratica fusoria della ghisa sferoidale principalmente per una questione di costi Tuttavia esistono alcuni casi virtuosi di stabilimenti che sono riusciti ad implementare con succe
197. tema binario pu essere calcolata secondo la seguente formula funzione del sottoraffreddamento AT V u AT 33 Nelle applicazioni pratiche il coefficiente di crescita u viene spesso valutato direttamente tramite campagne sperimentali Ad ogni modo pu essere definito anche tramite accurate formulazioni analitiche Si riporta l espressione analitica proposta da Fisher e Kurtz 24 per il calcolo del coefficiente di crescita u di una estremit di una dendrite di forma emisferica nel caso di accrescimento colonnare D mT mk DG GA u Dove Ci la concentrazione del liquido all interfaccia k C C il coefficiente di distribuzione all equilibrio I 0 4As il coefficiente di Gibbs Thomson per molti metalli dell ordine di 10 Km dipendente dall energia di interfaccia solido liquido o e dall entropia specifica di fusione della lega Asy E possibile ottenere anche formulazioni pi accurate le quali non verranno riportate per ragioni di sintesi della trattazione considerando geometrie paraboliche o solidi di rivoluzione per la descrizione dell estremit delle dendriti Nel caso di accrescimento equiassico dendritico la formulazione del tutto similare con l aggiunta di un termine dipendente dal calore 36 latente L rilasciato dalla particella e dalla diffusivit termica nel liquido a al contrario del caso colonnare dove il calore viene smaltito solitamente attraverso il solido verso una parete in
198. terna del tubo di allumina con la duplice funzione di rendere solidale la termocoppia al rivestimento e di eliminare l aria all interno 108 dello stesso Questa tipologia di sonda stata largamente testata ed impiegata con successo nell attivit sperimentale presentata nel capitolo 4 1300 0 3 Temperatura TEutettico teorica 1145 C 1250 Derivata sutemperatureEMWA L 0 2 T Liquidus 1160 1200 0 1 Teutettico min 1153 1150 dT dt 1100 0 1 1050 H DZ 1000 Tempo di solidificazione 54 min 30 sec 950 0 3 0 10 20 30 40 50 60 70 80 Tempo minuti Figura 3 16 Misure di temperatura ed analisi termica tramite sonde all interno di getto in ghisa sferoidale di lato 180mm Rivestimento sonde costituito da tubo di allumina riempito di allumina colabile In figura 3 16 si riporta un esempio di analisi termica su un componente ghisa sferoidale effettuata con rivestimento costituito da tubo di allumina riempito di allumina colabile Le dimensioni del componente anche se inferiori sono comparabili a quelle del parallelepipedo del collaudo in figura Per ulteriori valutazioni sulle misurazioni effettuate con questa tipologia di sonda si rimanda al capitolo 4 109 3 3 STRUMENTI E METODI DI ANALISI METALLOGRAFICA Le esperienze sperimentali effettuate si pongono fra gli obiettivi principali la valutazione dell effetto di
199. ti di previsione delle propriet meccaniche locali possono venire impiegati una analisi strutturale del componente pi accurata in un approccio alla progettazione integrata del prodotto e del relativo processo produttivo 182 BIBLIOGRAFIA 1 J A Danzinger M Rappaz Solidification EPFL Press 2009 2 R B Bird W E Stewart E N Lightfoot Transport Phenomena J Wiley and Sons New York 1966 3 C Beckermann Modeling of Casting Welding and Advanced Solidification Processes VI T S Piwonka V Voller and L Katgerman eds TMS Warrendale PA 1993 4 S V Patankar Numerical Heat Transfer and Fluid Flow Hemisfere Publ Corp Washington D C 1980 5 G D Raithby G E Schneider in Minkowycz W J et al eds Handbook of Numerical Heat Transfer J Wiley New York 1988 6 K C Mills Recommended values of thermophysical Properties for selected commercia alloys Woodhead Publishing Limited Cambridge England 2002 7 D M Stefanescu Modeling for casting and solidification processing chapter 5 edited by Kuang O Yu RMI Titanum Company Niles Ohio 2001 8 S Chang D M Stefanescu Metall Mater Trans A 27A 2708 1996 9 E Scheil Z Metallk 34 70 1942 10 H D Brody M C Flemings Trans Met Soc AIME 236 615 1966 11 H Gaye C H P Lupis Computer calculations of multicomponent phase diagrams Scripta Metallurgica 4 9 1970 pp 685 691 12 P N Quested A T Dinsdale J A Robinson K C Mills
200. ti nella punto di misura 3 dei due getti colati L andamento delle temperature registrate nel getto con raffreddamento attivo presenta alcuni disturbi del segnale Si evidenziano alcune discrepanze nella previsione delle temperature di trasformazione eutettoidica Questo fatto evidenzia la necessit di 177 caratterizzazioni delle propriet termo fisiche della lega pi accurate nell intorno di temperature di eutettoide In figura 5 18 si riporta un dettaglio delle curve di raffreddamento presentate durante le prime fasi del processo Dopo la solidificazione le pendenze delle curve previste mostrano una buona corrispondenza con quelle misurate verificando la buona impostazione delle caratteristiche termo fisiche dei materiali nel software di simulazione 1200 T3 No Cooling Measured en T3 No Cooling Simulated 1100 T3 Cooling Measured T3 Cooling Simulated 1000 Temperature C 900 Time hours Figura 5 18 Confronto fra andamenti di temperature registrati e previsti nella punto di misura 3 dei due getti colati Dettaglio sulle prime fasi del processo Si nota una certa discrepanza nella previsione delle temperature durante la solidificazione in particolare nelle prime fasi del fenomeno Questa discrepanza in parte dovuta alle problematiche gi esposte nel capitolo 3 2 3 riguardo alla scelta di punti di controllo per le temperature in punti periferici del getto Tuttavia si evide
201. tico oltre alle fasi di ferrite perlite grafite su campioni di ghisa sferoidale 105 a Nital b 113 b KlemmI c Figura 3 18 Esempi di micrografie effettuate dopo diversi tipi di attacchi chimici c Beraha CdS 3 3 1 Cenni di stereologia I dati relativi a microstrutture misurate su due dimensioni devono risultare confrontabili con i dati derivanti dai modelli di previsione micro strutturale i quali lavorano su domini tridimensionali In questo caso si entra nel campo della stereologia definita come un insieme di regole matematiche che mettono in relazione parametri che descrivono strutture tridimensionali con misure di bi dimensionali ottenute su sezioni delle strutture in esame 106 107 dV dVj dV dV dVi dV dvs A A A A A Figura 3 19 Schematizzazione di una sezione di una generica microstruttura e variabili stereologiche Facendo riferimento ad una sezione di una generica microstruttura fig 3 19 la misura di una generica fase f evidenziata tramite le tecniche metallografiche precedentemente esposte si esprime secondo la seguente relazione _ Vy A dz fraz La 62 Dove A z l area della generica fase nella sezione considerata W il volume della generica fase V il volume del dominio tridimensionale cosiderato dz lospessore della sezione 114 Sommando i contributi relativi a diverse sezioni dello stesso dominio tridimensionale si
202. tion in Spheroidal Graphite Fe C Si Alloys ISIJ Vol 38 N 7 1998 pp 714 722 69 M Hillert Monograph n 33 The Inst Of Metals London 1968 231 70 M Hillert Trans AIME 209 1946 pp 550 595 71 S K Tewari R C Sharma Metall Trans A 16A 1985 597 72 M R Varma R Sasikumar S G Pillai Bull Mater Sci 24 2001 pp 305 312 73 S A Al Salaman G W Lorimer N Ridley Acta Metall 27 1979 1391 74 J Lacaze C Wilson C Bak Scand J Metall 23 1994 151 75 J Lacaze A Bodot V Gerval D Uquab H Santos Metall Mater Trans A 28A 1997 2015 76 J Lacaze Int J Cast Metal Res 11 1999 185 77 E Salsi R Squatrito L Tomesani Previsione delle microstrutture di ghise sferoidali Fonderia e Pressofusione Vol 3 2012 44 48 78 R W Heine AFS Trans 1995 103 199 206 79 R W Heine AFS Trans 1986 94 391 402 80 J Sertucha R Suarez J Izaga L A Hurtado and J Legazpi Prediction of solid state structure based on eutectic and eutectoid transformation parameters in spheroidal graphite irons Int J Cast Metal Res vol 19 n 6 2006 pp 315 81 M Gorny Mechanism of silicon influence on chills in ductile iron Archives of Foundry Engineering Vol 9 1 2009 pp 147 150 82 C Labrecque and M Gagne AFS Trans 1998 106 83 90 83 P Ferro A Fabrizi R Cervo C Carollo Effect of inoculant containing rare earth
203. tiri e porosit Simulazione Fluidodinamica di riempimento della forma Simulazione Termica di solidificazione e raffreddamento del getto e Previsione microstrutture Previsione Propriet Meccaniche mele Figura 1 5 Sequenza delle fasi di simulazione numerica di un processo fusorio Inoltre la previsione degli andamenti delle temperature della lega in tutte le parti del getto permette attraverso l applicazione post processo di correlazioni sperimentali dirette con i parametri di processo velocit di raffreddamento tempo di solidificazione etc una stima delle propriet microstrutturali finali del getto dalle quali attraverso ulteriori correlazioni sperimentali microstrutture propriet meccaniche possibile ottenere una stima delle propriet meccaniche locali del getto L affidabilita di queste previsioni dipende fortemente dalla adeguatezza delle correlazioni sperimentali impiegate dedotte tramite campagne sperimentali alle reali condizioni del processo fusorio che si desidera studiare Negli ultimi decenni sono stati proposti importanti sviluppi di modelli matematici volti al calcolo a livello microscopico dei fenomeni cinetici di nucleazione ed accrescimento delle caratteristiche microstrutturali durante tutto il processo fusorio Questi modelli che oggi possono essere implementati su alcuni dei principali codici di calcolo commerciali sono in grado di valutare anche aspetti pi strettamente legati alla c
204. to in fase solida L applicazione del raffreddamento attivo risulta correttamente considerata nella previsione delle temperature di processo 179 5 4 CONCLUSIONI Le attivit effettuate hanno permesso la definizione di un sistema di raffreddamento attivo di semplice concezione in grado di diminuire del 30 i tempi di processi di colata di getti di ghisa sferoidale di grandi dimensioni A fronte di una diminuzione dei tempi e quindi dei costi si confermato il mantenimento delle propriet specifiche richieste dei getti attraverso una campagna di analisi microstrutturali e prove meccaniche Il confronto fra le temperature previste e misurate ha permesso la validazione degli strumenti numerici impiegati Infatti il codice di calcolo si rivelato in grado di valutare l effetto di strumenti di raffreddamento attivo sulle dinamiche di solidificazione su temperature e tempi dell intero processo in colate di getti di ghisa sferoidale di grandi dimensioni Questi strumenti possono essere impiegati in altri casi di interesse industriale per valutare l entit del raffreddamento che si intende applicare e raggiungere risultati similari in termini di diminuzione dei tempi di processo a parit di caratteristiche microstrutturali e meccaniche finali del getto Nel campo della simulazione numerica di processi di getti di ghisa sferoidale di grandi dimensioni l impiego di strumenti numerici in grado di considerare il contributo dei fenomeni di
205. to lavoro vengono presentati i risultati di diverse attivit di caratterizzazione numerico sperimentale di processi di fusione in sabbia di ghisa sferoidale condotte mediante l impiego di attrezzature di colata in grado di riprodurre un adeguato campo di variabilit delle condizioni di processo e di consentire la loro misurazione diretta Oltre alla misurazione diretta dei parametri di processo che ha richiesto lo sviluppo di sistemi dedicati per il campo industriale sono state necessarie attivit di misurazione delle caratteristiche microstrutturali e meccaniche del materiale oggetto di studio Le attivit sperimentali sono state precedute da una lunga fase di indagine bibliografica per comprendere appieno le problematiche relative all influenza dei parametri del processo fusorio composizione chimica trattamento del bagno velocit di raffreddamento sulle propriet microstrutturali e meccaniche di getti ottenuti e per valutare lo stato dell arte degli strumenti numerici di simulazione delle dinamiche di solidificazione e di previsione delle microstrutture Uno degli obiettivi principali stato la calibrazione e validazione di strumenti numerici di simulazione dei processi fusori in grado di prevedere l andamento delle temperature e le dinamiche di formazione delle microstrutture su un ampio intervallo di condizioni di processo con particolare interesse verso i getti di grande spessore campo poco indagato dal punto di vista della si
206. ttuata la sperimentazione si scelto di impiegare questi prodotti standard come sonde per l acquisizione termica all interno dello stampo Questa soluzione risulta semplice ed economica poich utilizza componenti di facile reperibilit nel contesto di un impianto fusorio e non richiede l impiego di tasselli aggiuntivi per il posizionamento delle termocoppie Infatti come si pu vedere in figura 5 5 i crogioli gi collegati ai cavi di trasmissione del segnale vengono semplicemente appoggiati sul modello in corrispondenza dei punti di misura prima della formatura dello stampo in sabbia In figura 5 7 riportato il risultato finale dopo formatura della staffa superiore nella quale si pu notare che i crogioli risultano solidali alla sabbia dello stampo Per ognuna delle due attrezzature di colata si scelto di inserire 3 crogioli rappresentativi di zone interne 1 centrali 2 ed esterne 3 rispetto all asse geometrico del getto La scelta di queste posizioni motivata dalla necessit di diversificare la distanza dei punti di misura dalla fonte di raffreddamento attivo 160 Figura 5 7 Crogioli standard per l acquisizione delle temperature del getto Tre punti di misura rispetto all asse centrale del getto ed alla zona di raffreddamento attivo 1 interno 2 centrale 3 esterno Come riportato nel cap 3 2 3 l impiego di questa strategia di posizionamento delle termocoppie risulta molto pratica ma presenta alcune limita
207. uido a contatto con il fronte di solidificazione sono alla stessa temperatura T Incrociando la linea di liquidus del diagramma con la T ottenuta si trova la concentrazione del liquido all interfaccia Ci Co ko La formazione di una soluzione solida interstiziale porta infatti all espulsione della specie chimica in eccesso verso il liquido caratterizzato in questo caso da solubilit maggiore La 32 concentrazione C del liquido va poi diminuendo mano a mano che ci si allontana dal fronte di solidificazione fino a tornare ad una certa distanza alla concentrazione iniziale Co Di conseguenza anche la temperature di liquidus locali della lega subisce variazioni in funzione della distanza dal fronte di solidificazione Se si considera un accrescimento del fronte di solidificazione di tipo planare interfaccia stabile per una lega binaria a velocit di avanzamento costante e con un gradiente di temperatura G gt 0 si pu scrivere l andamento nel liquido della concentrazione C z e di conseguenza della temperature di liquidus T q Z secondo le seguenti formulazioni esponenziali 1 co lat 26 1 Z 0 ko exp D dC VpZ Thig 2 T Tsoi m dz sol ATo exp 27 Dove ko Cs C coeff di distribuzione all equilibrio per una lega di composizione Co D diffusivit del soluto nel liquido m dT dC pendenza della linea di liquidus del diagramma di fase Vp velocit di avanzamento de
208. ulta N 0 e quindi l incremento della frazione di solido pu essere scritta secondo l eq 11 la cui integrazione fornisce l eq 12 dfi _ dr 2 dr Nr Z 1 f 11 fs 1 exp inNr3 12 Si ottiene una relazione che permette il calcolo diretto dell evoluzione della f locale in funzione del numero di noduli N x t e del raggio dei grani r x t 24 Negli anni attraverso i modelli microstrutturali si cercato di definire delle relazioni per la determinazione di N x t e di r x t in funzione delle diverse tipologie di nucleazione ed accrescimento delle microstrutture Questi calcoli si basano su specifiche leggi cinetiche e sulle specifiche dinamiche di interfaccia che verranno esposte pi avanti nei paragrafi 2 3 2 2 e 2 3 2 3 2 3 2 2 Nucleazione Facendo riferimento all eq 12 si visto come il parametro N che dipende dai fenomeni di nucleazione sia una delle due variabili fondamentali per la formulazione della f all interno dei modelli microstrutturali In questo paragrafo si presenta una breve rassegna bibliografica dei principali modelli che sono stati sviluppati negli anni per la previsione dei fenomeni di nucleazione delle diverse fasi che interessano la solidificazione delle leghe Per comprendere appieno le diverse modalit di nucleazione omogenea eterogenea dinamica necessario fare alcuni richiami sulla natura dei diversi fenomeni che le causano anche a livello di scala nanometrica
209. utettoidica in fase solida Le temperature a cui avvengono queste trasformazioni sono coerenti con quelle del diagramma ferro carbonio stabile teorico 1152 C eutettico 738 C eutettettoide Ad ogni cubo sono associate pendenze delle curve diverse corrispondenti a differenti velocit di raffreddamento Per ciascuna curva si pu osservare come le velocit di raffreddamento diminuiscano costantemente differenziandosi in maniera netta fra la fase eutettica ed eutettoidica Dopo 7 ore si conclude la trasformazione eutettoidica anche nel cubo di maggiori dimensioni e si raggiungono le microstrutture finali del getto le quali saranno diversificate in funzione delle diverse condizioni di raffreddamento imposte alle diverse parti del getto In figura 4 12 si riporta il dettaglio delle curve di raffreddamento durante le fasi di solidificazione che hanno luogo in tempi nettamente differenti da inferiori ai 10 minuti per il cubo pi piccolo a quasi un ora e mezza per il cubo pi grande Si distinguono fenomeni di prima nucleazione corrispondenti al primo cambio di pendenza fenomeni di sottoraffreddamento molto marcati in corrispondenza dei moduli termici minori e di recalescenza seguiti da una fase pi o meno lunga a temperatura costante dovuta al rilascio continuo di calore latente durante la solidificazione eutettica 129 Temperatura C Curve di raffreddamento _ 1400 A Cubo 7 Lato 210mm k 1200 Cubo 6 Lato 180m
210. ventuale Si ottiene una superficie che rappresenta una sezione piana osservabile delle microstrutture del materiale Si fatto uso di microscopi ottici che hanno permesso l osservazione ingrandita delle sezioni dei campioni 110 ottenuti Una volta ottenute le immagini relative alle microstrutture si possono ottenere misure dei parametri microstrutturali impiegando tecniche manuali dirette basate sul confronto con immagini standard oppure software di analisi dell immagine Nel caso di ghise sferoidali le principali caratteristiche microstrutturali misurabili con questi metodi sono Frazioni percentuali di grafite ferrite perlite Numero di noduli di grafite per unit di area 1 mm Raggio medio dei noduli di grafite mm Nodularit Per i dettagli della pratica di analisi metallografica su campioni di ghisa sferoidale si fa riferimento alle norme UNI e ASTM generali per la determinazione delle dimensioni dei grani 99 ed a quelle specifiche per ghise ed acciai 100 103 In generale come si pu vedere in fig 3 17 a dopo la fase di lucidatura meccanica si ottengono provini in cui la fase grafitica nera ben distinta dalla restante matrice metallica Si procede quindi con la valutazione di numero dimensione e forma dei noduli di grafite nonch della frazione di grafite secondo i metodi proposti dalla normativa Una volta effettuate le valutazioni sulla fase grafitica possibile procedere con quelle sulla
211. vviene in condizioni differenti Infatti noto che la composizione chimica 88 solo uno dei parametri del processo fusorio In particolare questi strumenti non tengono conto n delle modalit di trattamento del bagno n delle reali modalit di raffreddamento della lega in quanto la velocit di raffreddamento della lega non rimane costante in un processo fusorio In figura 3 6 si riportano i risultati di una analisi DSC su ghisa sferoidale effettuata nell ambito delle attivit sperimentali riportate nel capitolo 4 Il campione stato estratto da getti di ghisa sferoidale la cui composizione prossima all eutettico riportata nel cap 4 L analisi in questione stata effettuata in atmosfera inerte Argon su campioni di 20mg con una velocit di raffreddamento imposta di 20 C min La misurazione stata effettuate al limite superiore dell intervallo consentito di temperature di esercizio per l apparecchiatura DSC in questione Di conseguenza stato possibile ottenere risultati solo di carattere indicativo In particolare il picco a temperatura maggiore che dovrebbe rappresentare la Temperatura di liquidus risulta troppo alto per una ghisa di composizione eutettica Nonostante queste considerazioni osservando i picchi della curva possibile individuare indicativamente le temperature tipiche delle trasformazioni eutettiche ed eutettoidiche rispettivamente 1150 C e 750 C circa Temperatura C 650 850 1
212. za del sottoraffreddamento viene sostituito da un termine esponenziale Secondo la teoria proposta da Hillert Varma 72 esprime la Velocit di accrescimento della perlite colonie perlitiche sferiche come dr Vy ae Cyexp Qy RT f ATy 57 con Cy q costanti sperimentali Qv RT fattore che considera la mobilit del carbonio all interfaccia austenite perlite Qy energia di attivazione per la diffusione all interfaccia R costante universale dei gas Mediante confronto con dati sperimentali Chang e Stefanescu 65 e Al Salaman 73 verificarono l impiego di questi modelli per ghise sferoidali ritrovando valori delle costanti sperimentali dello stesso ordine di grandezza di quelli utilizzati per acciai al silicio 74 76 Si riportano in seguito alcune delle formulazioni semplificate derivanti da dati sperimentali Al Salaman 73 V 1 63 1075 A7 58 Lacaze 76 V 7 10 5 AT exp 20 AT T 59 59 In conclusione si nota come velocit di raffreddamento elevate durante l euttettoide favoriscano la formazione di Perlite Infatti viene raggiunta rapidamente la 7 prima della quale si forma solo ferrite ed inoltre si hanno sottoraffreddamenti AT elevati che aumentano i tassi di nucleazione e crescita perlitica D altra parte una velocit di raffreddamento elevata nella precedente fase di solidificazione la quale porta a una struttura con molti grani eutettici di piccole dimensioni favorisce la formazione d
213. za del Magnesio fading effect 1 33 0 64teng N el 390 64 f ace ai 41 con c costante sperimentale e tstarttena intervalli di tempo fra l inoculazione e rispettivamente l inizio e la fine della solidificazione locale B Accrescimento contemporaneo di grani sferici composti da grafite in un guscio austenitico La formazione di grafite impoverisce il carbonio nella lega liquida intorno ai centri di nucleazione Ci crea le condizioni per la formazione di austenite intorno allo sferoide di grafite dando luogo ad una sorta di guscio austenitico di forma sferica attorno ad esso Una volta formatosi questo guscio un ulteriore accrescimento della grafite pu avvenire solo per diffusione del carbonio dal liquido attraverso lo strato solido di austenite Una volta incapsulata nell austenite la grafite mantiene la forma sferica durante l accrescimento essendo questo governato da fenomeni isotropi di diffusione 46 L accrescimento del grano eutettico pu essere quindi calcolato attraverso valutazioni sul gradiente di composizione fra le interfacce austenite liquido e austenite grafite fig 2 12 ytl 1153 C Cym a b Figura 2 12 a Diagramma Fe C Si semplificato in una sezione a Si costante b Schema del profilo di concentrazione di carbonio lungo il sistema sferoide di grafite guscio austenitico liquido e Nel 1972 Wetterfall Fredriksson e Hillert 54 svilupparono un modello analitico per
214. zione dei risultati ottenuti In conclusione l attrezzatura sperimentale a moduli termici differenziati dotata di strumenti dedicati di acquisizione ed analisi delle temperature risulta uno strumento efficace per lo studio dei fenomeni di solidificazione e formazione delle microstrutture in getti di grande spessore Tabella 4 3 Temperature di liquidus e di eutettico misurate per mezzo di analisi termica all interno dell attrezzatura di colata sperimentale nei cubi 1 3 6 e confronto con l analisi termica effettuata con software commerciale nel crogiolo standard fuori staffa Crogiolo Cubo 1 Cubo3 Cubo6 standard 60 mm 100 mm 180 mm T liquidus C 1148 1154 1156 1160 T eutettica C 1137 1136 1145 1153 134 1180 1170 ay a Temperatura C j j n T_liquidus MT_eutettica 50 100 150 Dimensione del cubo mm 200 Figura 4 3 Temperature di liquidus e di eutettico misurate per mezzo di analisi termica all interno dell attrezzatura di colata sperimentale nei cubi 1 3 6 e confronto con l analisi termica effettuata con software commerciale nel crogiolo standard fuori staffa linee tratteggiate 4 2 2 Analisi microstrutturali In tabella 4 4 si riporta una panoramica generale dei risultati derivanti dalle analisi microstrutturali con microscopio ottico Per ogni cubo di differente modulo termico sono riportati i valori medi dei principa
215. zioni intrinseche riguardo ai punti di misura raggiungibili Infatti il crogiolo non pu essere posizionato all interno del getto bens solo sulla superficie esterna dello stesso Con questa strategia non possibile misurare le temperature che si hanno nelle zone centrali massive del getto bens le temperature che si hanno pochi cm sotto la superficie in corrispondenza delle zone di interesse Durante le prime fasi del processo quelle che interessano la solidificazione le velocit di asportazione del calore nei punti di misura scelti saranno particolarmente alte in quanto la sabbia di crogiolo e stampo ancora relativamente fredda Le velocit di raffreddamento registrate in questa fase non saranno quindi rappresentative dei fenomeni che avvengono all interno del getto durante la solidificazione Tuttavia occorre evidenziare che uno degli scopi principali della sperimentazione la valutazione dell effetto delle velocit di 161 raffreddamento all eutettoide sul contenuto di Perlite Ferrite del getto Dopo la fase di solidificazione si assiste generalmente ad una graduale diminuzione dei gradienti termici nel getto Come visto nei capitoli precedenti durante la trasformazione eutettoidica le temperature fra centro e superficie del getto risultano quasi omogenee In questa ottica la scelta dei punti di acquisizione termica risulta del tutto adeguata allo scopo richiesto La misurazione diretta delle temperature all interno del

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