47 COMPOSITI A MATRICE METALLICA: TIPOLOGIE E ......G. Sala, L. Di Landro, A. Airoldi, P. Bettini 2 Dipartimento di Ingegneria Aerospaziale – Politecnico di Milano Tabella 47.1 –

TECNOLOGIE E MATERIALI AEROSPAZIALI – Ver. 01 CAP. 47 - COMPOSITI A MATRICE METALLICA: TIPOLOGIE E TECNOLOGIE

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G. Sala, L. Di Landro, A. Airoldi, P. Bettini 1 Dipartimento di Ingegneria Aerospaziale – Politecnico di Milano

CAPITOLO

47

47 COMPOSITI A MATRICE METALLICA: TIPOLOGIE E TECNOLOGIE

Sinossi

a comparsa delle fibre di boro e di allumina, negli

anni ’60 e ’70 ha reso possibile lo sviluppo di

metalli leggeri rinforzati ed in particolare di leghe di

alluminio. L’intensa attività di ricerca negli Stati Uniti

ha condotto all’impiego di compositi con fibre di boro

nello Space Shuttle e in applicazioni militari. La

reattività del boro nei confronti delle leghe di

alluminio a temperature superiori a 600 °C ha ristretto

le possibilità tecnologiche a processi di diffusion

bonding e plasma-spray di laminati di piccoli spessori.

Attività più recenti rivolte allo sviluppo di rivestimenti

protettivi per ridurre la degradazione all’interfaccia e

alla produzione di fibre inerti come quelle in carburo

di silicio (SiC) e in allumina (Al2O3) hanno reso

possibile l’impiego di processi di impregnazione in

fase liquida. Ciò nonostante, lo sviluppo dei compositi

a matrice metallica si può considerare in uno stadio

evolutivo, con ancora poche reali applicazioni

commerciali, diversamente dai compositi a matrice

polimerica ormai maturi e ben sviluppati.

I vantaggi dei compositi a matrice metallica (MMC)

rispetto ai corrispondenti metalli non rinforzati

risiedono soprattutto nella maggiore rigidezza

specifica, migliori proprietà ad alta temperatura,

minore dilatazione termica, maggiore resistenza ad

usura e, spesso, maggiore resistenza specifica. Grazie a

queste caratteristiche MMC sono presi in considerazione

per una serie di applicazioni aerospaziali, molte delle quali

citate in Tabella 47.1. Per contro, i MMC presentano

tenacità generalmente inferiore e costi sensibilmente

superiori ai metalli non rinforzati.

Rispetto ai compositi a matrice polimerica presentano

naturalmente più elevate quelle proprietà che dipendono

prevalentemente dalla matrice, e quindi, superiore

resistenza e rigidezza trasversale, resistenza a taglio e

compressione, resistenza alle alte temperature. Inoltre,

altri vantaggi significativi per numerose applicazioni

specifiche sono la resistenza al fuoco, la conducibilità

termica ed elettrica, l’assorbimento di umidità nullo, la

resistenza a radiazioni.

L





Tabella 47.1 – Applicazioni reali o potenziali di compositi a matrice metallica in ambito aerospaziale

47.1 Le tecnologie di processo dei MMC

sistono molte diverse tecniche produttive dei

MMC, che possono, peraltro, essere raggruppate

in quattro categorie principali:

Allo stato solido

Allo stato liquido

Per deposizione

In situ

Impregnazione allo stato solido

La matrice metallica viene impiegata in forma di

polveri o fogli sottili in modo da avere una elevata

superficie, e quindi energia, di interfaccia solido-gas. Il

processo richiede un’ampia area di contatto tra metallo

e fibre di rinforzo; l’applicazione di pressione e

temperatura determina la deformazione della matrice,

l’aumento dell’area di contatto tra i componenti solidi

e consente il consolidamento della matrice a seguito

della riduzione dell’energia libera del sistema nel

passaggio da un’interfaccia solido-gas a solido-solido. Il

processo è possibile a seguito di diffusione in fase solida.

Quando sono utilizzati fogli sottili si parla di diffusion

bonding; quando sono utilizzate particelle fini si parla di

metallurgia delle polveri.

La prima fase di diffusion bonding è l’interposizione di

mat di fibre, solitamente legate da un binder, tra fogli di

metallo a formare una lamina. La sovrapposizione e il

consolidamento di più lamine porta alla formazione di un

laminato multistrato. A volte ciascuna lamina viene

consolidata individualmente. Le lamine vengono

ritagliate, sovrapposte e consolidate in pressa a caldo a

formare il componente finale (Figura 47.1). Nelle leghe

superplastiche, in particolare di titanio, la temperatura di

diffusion bonding può essere scelta in modo da consentire

estesa deformazione plastica delle lamine intorno alle

fibre ed ottenere un ottimo contatto. Il diffusion bonding è

un processo lento e costoso, generalmente limitato a

geometrie semplici, come piastre e tubi. Strutture più

complesse richiedono lavorazioni successive con ulteriore

aggravio di costi. Le temperature delle operazioni in fase

solida sono inferiori rispetto ai processi in fase liquida:

questo riduce la possibilità di reazioni di interfaccia,

generalmente indesiderate. MMC prodotti per diffusion

E





bonding sono a base di titanio, nickel, rame e,

soprattutto, alluminio con fibre di boro.

Tecniche di metallurgia delle polveri sono adatte

particolarmente per la produzione di compositi con

fibre discontinue, whiskers, particelle dure. Gli

ingredienti del materiale vengono miscelati e

consolidati in pressione, solitamente a caldo. I fattori

maggiormente critici del processo sono le dimensioni

delle polveri/fibre e la dispersione delle diverse fasi

nello stadio di miscelazione. A causa della possibilità

di contaminazione e combustione, dovute alla

reattività delle polveri, questo stadio viene spesso

condotto in ambiente inerte e seguito da degasaggio,

prima del consolidamento.

Tra le diverse tecniche di consolidamento sono

impiegate la forgiatura, la laminazione a caldo,

l’estrusione a volte in combinazione.

Figura 47.1 – Produzione di un laminato MMC per

diffusion bonding

Mediante metallurgia delle polveri si possano

raggiungere contenuti di fibra fino a 50 %; tuttavia, al

fine di ridurre la frammentazione delle fibre e la

conseguente riduzione di tenacità del composito,

solitamente il contenuto effettivo è più limitato.

L’impiego di whiskers o fibre discontinue, soprattutto ad

alti contenuti, può comportare fenomeni di orientamento

durante la formatura che inducono anisotropia del

manufatto.

Impregnazione in fase liquida

Le tecniche di impregnazione in fase liquida prevedono la

miscelazione di fibre o particelle con metallo fuso o

l’infiltrazione di metallo liquido attraverso il sistema di

rinforzo (preforma) con l’applicazione di un gradiente di

pressione. I fattori più critici che limitano l’impiego di

queste tecniche sono la scarsa bagnabilità del rinforzo e le

reazioni di interfaccia che degradano le caratteristiche dei

costituenti. Le tecniche più appropriate per risolvere

questi problemi si basano sull’impiego di fibre rivestite

con protettivi e compatibilizzanti; così, ad esempio, fibre

in SiC con carbonio pirolitico depositato in superficie

presentano migliore bagnabilità da parte di metallo fuso.

In alternativa, possono essere introdotte modifiche nella

composizione della matrice; L’aggiunta di litio alla

matrice di alluminio sembra migliorare la bagnabilità di

fibre di allumina per la formazione di ossidi di Al e Li

all’interfaccia, senza apprezzabile degradazione. I

problemi di interfaccia, tuttavia, rappresentano il

principale fattore che limita o impedisce l’impiego di

matrici reattive, come ad esempio titanio, in processi in

fase liquida.

Il metodo di impregnazione più semplice consiste nella

miscelazione di fibre o particelle nel metallo fuso (melt

stirring o stir casting) (Figura 47.2); la miscela ottenuta

viene poi colata in stampo secondo i metodi

convenzionali, tenendo in considerazione la maggiore

viscosità della miscela rispetto al solo metallo fuso.

Figura 47.2 – Schema di stir casting

Anche in questo caso, tuttavia, la differenza di densità tra

fuso e rinforzo favorisce la separazione per gravità e rende

difficile l’ottenimento di una dispersione uniforme. La





tecnica del rheocasting o compocasting prevede la

parziale solidificazione della lega fusa nell’intervallo

di temperatura compreso tra la curva del solidus e del

liquidus. La Figura 47.3 mostra ad esempio, nel

diagramma di fase Al-Si, la zona di temperatura di

lavoro in cui è possibile effettuare la dispersione di

SiC in una lega con Si 5%: l’agitazione in questo stato

di materiale semi-solido provoca la rottura della fase

solida dendritica e la generazione di una sospensione

viscosa in cui risulta più agevole disperdere particelle

o fibre. La possibilità di utilizzo del compocasting è

limitata a leghe con un ampio intervallo di

solidificazione e, generalmente per contenuti di fase

dispersa non superiori al 20 % vol.

A differenza del melt stirring e del compocasting, la

maggior parte degli altri metodi di produzione

comportano l’infiltrazione del fuso attraverso una

preforma di fibre. L’infiltrazione può avvenire,

lentamente, per semplice capillarità oppure, in modo

più efficiente, utilizzando pressioni superiori.

Figura 47.3 – Compocasting - Intervallo di temperatura

per la miscelazione una fase dispersa (ad es. SiC)

La pressione P di impregnazione deve vincere le forze

capillari dovute alla curvatura del menisco del fronte

liquido durante l’infiltrazione attraverso il materiale di

rinforzo:

P = /R1+1/R2)

Dove è la tensione interfacciale fuso-atmosfera, R1 e

R2 sono i raggi principali di curvatura del menisco.

Questa equazione resta valida per l’infiltrazione in

direzione parallela alle fibre. Si osserva che al

diminuire dei raggi di curvatura del menisco, cioè al

diminuire della distanza tra le fibre, la pressione

necessaria aumenta. Pressioni eccessive possono

danneggiare o modificare la disposizione delle fibre nella

preforma; in pratica, un’infiltrazione completa è possibile

per frazioni volumetriche di fibra solitamente inferiori al

30 % vol.

Nello squeeze casting, impiegato per la produzione di

piccoli componenti finiti, la pressione viene esercitata

meccanicamente. La Figura 47.4 riassume la procedura di

processo: una preforma è inserita nello stampo e viene

aggiunta l’esatta quantità di metallo fuso; il fuso filtra

attraverso la preforma per effetto della pressione (700-

1000 bar nel caso di leghe di alluminio) esercitata

mediante un punzone. La pressione viene mantenuta

durante la solidificazione per ridurre le porosità che si

originano a seguito del ritiro termico del metallo. Con

questa tecnica vengono ad esempio prodotti pistoni con

rinforzi in fibre di allumina (Figura 47.5).

Figura 47.4 – Fasi del processo di squeeze casting.

Figura 47.5 – Esempio di inserto in MMC nella corona del

cielo di un pistone di motore diesel.

Questa tecnica è limitata dalle dimensioni della pressa

necessaria per esercitare pressioni elevate. L’impiego di

pressurizzazione a gas rimuove questo limite, inoltre il

processo risulta più rapido, con minore possibilità di





danneggiamento delle fibre e reazione con il fuso,

anche nel caso di fibre non rivestite. La Figura 47.6

mostra schematicamente il processo: la preforma viene

chiusa in stampo (a); il metallo fuso viene degassato

(b) e successivamente pressurizzato con gas inerte (c)

fino a completa infiltrazione e solidificazione del

manufatto.

Figura 47.6 – Infiltrazione della preforma mediante

pressurizzazione a gas.

Deposizione

Un processo di deposizione di notevole interesse è la

co-deposizione spray. In questo processo le particelle

di rinforzo vengono inglobate in un flusso di metallo

fuso atomizzato che viene depositato su un substrato.

Le gocce di fuso solidificano rapidamente, in tempi

dell’ordine dei millisecondi riducendo al minimo le

possibile reazioni di interfaccia e producendo una

matrice metallica con struttura estremamente fine. Le

Figura 47.7Figura 47.8 mostrano lo schema del

processo di co-deposizione di alluminio e SiC. Il

corretto settaggio delle dimensioni delle gocce e

dell’alimentazione delle polveri consente di

ottimizzare la distribuzione del rinforzo e la densità

finale del materiale.

Un diverso processo, la deposizione spray di metallo fuso

su substrato di fibre, consente di ottenere laminati con un

ottimo controllo della disposizione delle fibre. Questa

tecnica è tipicamente impiegata per ottenere lamine in

MMC da sottoporre a lavorazioni di consolidamento

successive.

Altre tecniche comportano deposizione chimica (CVD) o

fisica (PVD) da vapore, elettrodeposizione, sputtering

ionico, plasma spray. Queste tecniche, che solitamente

richiedono tempi piuttosto lunghi, consentono di

depositare la matrice in una preforma o su un letto di

fibre, minimizzando la degradazione dell’interfaccia fibra-

matrice. La facilità di infiltrazione di vapore permette di

ottenere contenuti di rinforzo superiori alle altre tecniche.

A volte la deposizione viene impiegata per ottenere un

semilavorato che viene successivamente formato e

consolidato in pressa a caldo.

Figura 47.7 – Schema di produzione di composito in lega di

alluminio con rinforzo in particelle di SiC mediante co-

deposizione spray.

Figura 47.8 – Inglobamento di particelle nelle gocce di

metallo fuso.





In situ

La solidificazione direzionale di una lega eutettica

genera una microstruttura bifasica in cui una delle due

fasi assume forma di lamelle o fili continui orientati

lungo la direzione di solidificazione. La Figura 47.9

mostra la composizione eutettica ed il processo di

formazione di un composito in-situ. Solitamente la

solubilità del metallo nel materiale di rinforzo è quasi

nulla, cosi che le fibre/lamelle che si formano sono

costituite esclusivamente dal composto intermetallico o

carburo.

Figura 47.9 – Processo di formazione di MMC in situ a base Mo/Ni3Al.





La solidificazione direzionale viene condotta

generalmente mediante riscaldamento a induzione,

muovendo verso l’alto a velocità controllata il circuito

di induzione rispetto al crogiuolo contenente la lega

eutettica. I parametri principali che controllano la

microstruttura sono il gradiente termico all’interfaccia

solido-liquido e la velocità di crescita R, cioè la

velocità di avanzamento dell’interfaccia. La velocità

deve essere tale da mantenere una solidificazione

planare e favorire l’accrescimento, piuttosto che la

nucleazione di nuovi cristalli. Il gradiente è

tipicamente dell’ordine di 1-10 °C/mm. La distanza

interlamellare o interfibrillare li è correlata alla

velocità di crescita secondo la relazione:

li = C/ R0.5

C è una costante che dipende dal sistema eutettico; li

risulta comunemente dell’ordine di 0.1-10 m. La

Figura 47.10 mostra compositi in situ Ni-TaC prodotti

a diverse velocità di crescita: si osserva come in alcuni

casi si ha la formazione di strutture sia fibrose che

lamellari.

Figura 47.10 – Compositi in-situ Ni-TaC ottenuti con

diverse velocità di crescita.

47.2 Le reazioni di interfaccia

a reazione tra matrice e materiale di rinforzo può

portare alla formazione di composti stabili

all’interfaccia. Questi strati interfacciali si possono

formare durante la vita utile del composito, ma nei MMC

si formano solitamente durante la produzione ad alta

temperatura. La Figura 47.11 mostra una micrografia al

microscopio elettronico TEM della zona di interfaccia tra

una matrice in lega di magnesio e una fibra di allumina in

un composito prodotto per infiltrazione del fuso. La

profondità x di diffusione aumenta nel tempo t secondo la

relazione (vedi Cap.2):

x ÷ (Dt)0.5

dove il coefficiente di diffusione D aumenta in modo

esponenziale con la temperatura. Ci si può quindi

attendere che lo spessore delle zone di reazione

all’interfaccia segua la stessa dipendenza. Si giustifica

inoltre il fatto che tecniche di infiltrazione in fase liquida

risultano più critiche rispetto a tecniche di produzione

condotte a temperature inferiori.

Figura 47.11 – Micrografia TEM di ossido di magnesio MgO

formatosi nella zona di interfaccia tra lega di magnesio e

fibra di allumina in un composito prodotto per infiltrazione

del fuso.

Le leghe di alluminio e, in misura ancora maggiore le

leghe di titanio, sono particolarmente reattive. Tuttavia, la

reattività dipende dalla composizione della matrice: la

reazione tra leghe di alluminio e fibre di allumina è

trascurabile, in assenza di Mg o Li in lega; d’altra parte, la

reazione in presenza di litio migliora la bagnabilità delle

fibre.

L





Le reazioni di interfaccia possono avere diverse

conseguenze: la riduzione della sezione efficace delle

fibre, la formazione di composti intermetallici fragili,

la generazione di tensioni residue locali, ecc. Tutti

questi effetti comportano generalmente una riduzione

delle prestazioni del composito. La Figura 47.12

mostra l’effetto dello spessore di reazione sulle

proprietà di una lega di titanio rinforzata con

monofilamenti in SiC con rivestimento protettivo di

grafite e TiB2. La Figura 47.13 mostra una micrografia

del compositi Ti/SiC. Per l’ottimizzazione delle

prestazioni meccaniche del composito, quindi, le

reazioni tra matrice e rinforzo vanno evitate per quanto

possibile.

Figura 47.12 – Effetto dello spessore di interfaccia sulle

proprietà meccaniche di una lega Ti6Al4V con il 35% di

SiC in monofilamento.

Figura 47.13 – Micrografia di un composito Ti/SiC. Si

nota al centro delle fibre SiC il core in carbonio e lo

strato di interfaccia monofilamento/lega Ti

47.3 Le proprietà dei compositi a matrice metallica

impiego dei compositi a matrice metallica viene

favorito per specifiche applicazioni, rispetto ad altri

materiali, a seguito di alcune loro peculiari proprietà

fisiche o meccaniche che verranno di seguito discusse.

Proprietà fisiche

I metalli presentano coefficiente di dilatazione termica ()

generalmente elevato; di conseguenza questo può

comportare problemi in componenti con tolleranze

ristrette. L’aggiunta di rinforzi con fibre o particelle

ceramiche, come ad esempio SiC, il cui coefficiente è

circa un quinto rispetto al valore di alluminio o magnesio,

consente di ridurre notevolmente il coefficiente di

dilatazione. L’aggiunta di contenuti controllati di SiC in

alluminio consente di regolarne il coefficiente di

dilatazione fino a renderlo simile a quello di altri metalli

(Figura 47.14).

Anche la conducibilità termica ed elettrica è sensibilmente

inferiore nei compositi con rinforzi ceramici rispetto alle

sole matrici metalliche. In ogni caso, la conducibilità

termica ed elettrica dei MMC rimane a valori solitamente

molto superiori a quelli dei compositi polimerici (Tabella

47.2). Va peraltro considerato che, mentre nei primi la

conducibilità è caratteristica propria della matrice, nei

secondi, solo il rinforzo in fibre di carbonio risulta

conduttivo.

Figura 47.14 – Confronto tra la dilatazione termica di

compositi Al a diverso contenuto di SiC (particelle) e altre

leghe metalliche.

Per diverse applicazioni, le proprietà fisiche, insieme a

quelle meccaniche, determinano la scelta del materiale

idoneo; il rapporto tra conducibilità termica e coefficiente

L’





di espansione termica, indicato come resistenza a

deformazione termica, viene impiegato nella

valutazione della stabilità dimensionale di componenti

sottoposti a forti e repentini cambiamenti di

temperatura, come ad esempio in applicazioni spaziali.

Come si è visto, le fibre di carbonio hanno coefficiente

di dilatazione longitudinale nullo o estremamente

basso; compositi a base di magnesio rinforzato con

fibre di carbonio presentano resistenza a deformazione

termica 60 volte superiore alla sola lega di Mg in un

ampio campo di temperatura.

Tabella 47.2 – Confronto tra le conducibilità termiche di

compositi metallici e polimerici

Conducibilità

termica

(W/m*K)

Alluminio 200

Al-SiC (15%) 140

Fenolica/vetro (50% fibra) 0,6

Epossidica/vetro (60% fibra) 0,3

Epossidica/carbonio fibra

(diversi contenuti)

5 - oltre 100

Proprietà meccaniche

Modulo elastico

L’incremento della rigidezza è spesso il motivo

principale che giustifica l’aggiunta del rinforzo nei

MMC. Mentre la resistenza dei metalli può essere

incrementata mediante diversi trattamenti termici o

meccanici di indurimento, come si è visto (Cap. 4),

salvo alcune eccezioni, gli stessi trattamenti non hanno

praticamente influenza sulla rigidezza del metallo.

L’incremento di modulo portato dal rinforzo è

particolarmente elevato per quei metalli che hanno

modulo relativamente basso, come alluminio e

magnesio (Figura 47.15).

Figura 47.15– Modulo elastico di compositi con diversi

sistemi di rinforzo.

Come per tutti i compositi, il modulo aumenta

all’aumentare del contenuto di rinforzo (Figura 47.16).

Nei MMC con fibre continue allineate il modulo

trasversale è naturalmente inferiore a quello longitudinale;

tuttavia, la differenza è sensibilmente più ridotta rispetto

ai PMC, grazie all’elevato valore di rigidezza della

matrice metallica (Figura 47.17).

Figura 47.16 – Modulo elastico di compositi a matrice Al

con diversi contenuti di rinforzo (fibra o particelle).





Figura 47.17 – Modulo elastico longitudinale e

trasversale di compositi a matrice Al-Li con rinforzo in

fibre continue di allumina.

Resistenza, tenacità, fatica

Per ottenere un composito con elevate caratteristiche

di resistenza sono necessari un rinforzo resistente ed

una interfaccia fibra-matrice efficiente. Le reazioni di

interfaccia possono quindi costituire un fattore

limitante per la resistenza, la tenacità e la resistenza a

fatica del composito. La differenza tra i coefficienti di

dilatazione di matrice e rinforzo può giocare un ruolo

importante sulle proprietà meccaniche, in positivo o in

negativo. Le tensioni termiche possono essere rilevanti

e sufficienti per provocare deformazione plastica e

incrudimento della matrice. D’altra parte, variazioni

termiche cicliche possono indurre microcricche o vuoti

nella zona di interfaccia con conseguente degradazione

delle prestazioni.

In linea teorica, la resistenza del composito cresce

linearmente con il contenuto di rinforzo; tuttavia,

problemi di processo possono portare alla difficoltà

pratica di raggiungere i valori di resistenza attesi ad

alte concentrazioni di rinforzo (Figura 47.18).

Figura 47.18 – Resistenza di compositi a matrice in lega di

alluminio con rinforzo in fibre continue (c) o in particelle

(p); si osserva la riduzione della resistenza ad alti contenuti

di boro a causa di difetti di processo.

La resistenza in direzione ortogonale alle fibre è

marcatamente influenzata dalla resistenza della matrice e

dell’interfaccia e dipende, come le altre proprietà, dal

contenuto di rinforzo (Figura 47.19).

L’aggiunta di rinforzi porta in generale a riduzione della

duttilità e tenacità del metallo. La Tabella 47.3 riporta a

titolo di esempio i valori di duttilità di alcune leghe di

alluminio e dei relativi compositi con 20 % di fibre di

allumina discontinue o di whiskers di SiC. Anche per

quanto riguarda la tenacità, una riduzione del valore di K1c

di 3 o 4 volte a seguito di aggiunta di rinforzi in fibre

ceramiche è piuttosto comune. La ragione di tale riduzione

è legata principalmente alle reazioni di interfaccia e alla

inevitabile disomogenea dispersione delle cariche.





Figura 47.19 – Confronto tra resistenza longitudinale e

trasversale di compositi a matrice in lega Al-Li con

rinforzo in fibre continue di allumina.

Tabella 47.3 – Duttilità di alcune leghe di alluminio e dei

relativi compositi con 20 % di fibre discontinue di

allumina o whisker di SiC

Rinforzo Deformazione

a rottura (%)

Al 1100 ricotta - 35-45

Al 1100 Al2O3 4

Al 5052 incrudita - 12-18

Al 5052 Al2O3 3,3

Al 6061 –T4 - 22-25

Al 6061 SiC 7

Al 7075 –T6 - 11

Al 7075 SiC 4,2

Al 2024 –T4 - 20

Al 2024 SiC 4

A condizione che non vengano attivate significative

reazioni tra rinforzo e matrice e non si instaurino

tensioni e microcricche, i miglioramenti di resistenza e

rigidezza si mantengono anche e spesso in modo più

marcato a temperature elevate, consentendo un più

ampio range di impiego del materiale (Figura 47.20

Figura 47.21).

Figura 47.20 – Confronto tra resistenza di una lega di Al e

corrispondenti in funzione della temperatura.

Figura 47.21 – Confronto tra modulo elastico di Mg e Mg +

25% (vol) di fibre di boro in funzione della temperatura.

Per quanto riguarda il comportamento a sollecitazione

continua (creep) e a fatica, la morfologia, lo stato

dell’interfaccia, la presenza di tensionamenti o micro

danneggiamenti possono variare il comportamento in

modo molto significativo da caso a caso e non è possibile

individuare un comportamento generalizzabile. La Figura

47.22 mostra ad esempio come il comportamento a fatica

di compositi con diverse matrici in lega di alluminio

risulti diverso pur con lo stesso tipo di rinforzo.

Molte delle matrici di MMC sono costituite da leghe di

alluminio trattabili termicamente (aging), le cui

prestazioni meccaniche sono controllate dalla

microstruttura che si forma durante il trattamento termico.

La presenza di rinforzi dispersi può interferire con il

processo di precipitazione (age hardening), modificando i

tempi di trattamento necessari. La Figura 47.23 mostra

come la presenza di particelle di SiC in diverse quantità





riduca i tempi di raggiungimento della resistenza di

picco nei trattamenti.

Figura 47.22 – Curve di fatica S-N di leghe di alluminio

e relativi compositi con 20 % (vol) di fibre di allumina

(2618A: lega Al-Cu per alte temperature, uso

aeronautico; LM0: Al 99.5 da fonderia)

Figura 47.23 – Curve di invecchiamento di una lega Al-

Cu al variare del contenuto di rinforzo di particelle in

SiC.

Figura 47.24 - Pannello aeronautico in Al-SiC prodotto

con formatura superplastica.

Come si già accennato, l’aggiunta di rinforzo riduce la

deformabilità della matrice metallica; tuttavia, in alcuni

casi, la microstruttura fine della matrice consente

l’impiego di tecniche di formatura superplastica, con

velocità di deformazione non eccessivamente ridotta,

anche nel caso di metalli rinforzati con particelle. La

Figura 47.24 mostra un pannello aeronautico in Al-SiC

prodotto con questa tecnica.

La necessità di mantenere un accurato controllo della

microstruttura rende non impiegabili le tecniche

convenzionali di saldatura. Pertanto le giunzioni di MMC

sono tipicamente di tipo meccanico. In alcuni casi

possono, peraltro, essere prese in considerazione tecniche

di saldatura in fase solida come il diffusion bonding.

47.4 Compositi a matrice metallica a matrice di alluminio e titanio

ompositi con matrice di alluminio e fibre continue

presentano elevate caratteristiche di resistenza e

rigidezza. Tuttavia, a causa dell’alto costo, la maggior

parte delle applicazioni è rimasta limitata al campo

aerospaziale. Il sistema boro/alluminio (B/Al) è stato uno

dei primi ad essere valutato. Tra le applicazioni di

maggior rilievo si possono citare la struttura tubolare della

sezione mediana della fusoliera dello Space Shuttle e

piastre fredde di supporto di microchip. Fibre di boro sono

state sviluppate a partire dagli anni ’60 e sono state

impiegate inizialmente come rinforzo per epossidiche nei

velivoli militari F-14 e F-15. Il boro viene prodotto per

deposizione chimica su monofilamento di tungsteno (vedi

Cap. 34). A causa degli elevati costi e della limitazione

sulla temperatura di impiego dell’alluminio, l’interesse

per i MMC si è spostato alle matrici in titanio, adeguando

le procedure di produzione già sviluppate per l’alluminio.

Le prime tecnologie impiegate per la produzione di B/Al

sono state prevalentemente di diffusion bonding; diversi

metodi possono essere utilizzati per produrre singole

lamine (monotape) (Figura 47.25). Il consolidamento del

laminato avveniva per diffusione in pressa a caldo sotto

vuoto. La Figura 47.26 mostra l’assemblaggio delle

lamine in sacco a vuoto in acciaio inossidabile per il

consolidamento. Un tipico ciclo di diffusion bonding

prevedeva il riscaldamento a 450-500 °C a 70-200 bar per

60 minuti. La reazione di interfaccia tra boro e alluminio

generava tuttavia degradazione delle proprietà trasversali

del composito.

Altri metodi prevedevano l’avvolgimento delle fibre su un

tamburo rivestito con un foglio di alluminio; un legante

organico (binder) veniva impiegato per favorire il

posizionamento e l’allineamento. I nastri ottenuti (green

tape) venivano sovrapposti e laminati in pressa a caldo

con bassa pressione, permettendo l’eliminazione del

binder prima del consolidamento completo. La tecnica

plasma spray è anche stata impiegata per la produzione di

monotape con il vantaggio di non impiegare binder

potenzialmente contaminante. La conduzione in atmosfera

C





controllata dell’operazione di spray consentiva di

minimizzare l’ossidazione dell’alluminio.

L’impiego di fibre di boro rivestite con carburo di

silicio (Borsic) ha consentito di ridurre gli effetti di

degradazione dell’interfaccia e di utilizzare

temperature superiori con minori pressioni di processo

e costi inferiori.

Figura 47.25 – Produzione di lamine singole in B/Al

Figura 47.26 – Laminazione di strati in B/Al all’interno

del sacco a vuoto in acciaio inox per il diffusion bonding

in pressa a caldo

I compositi grafite/alluminio (Gr/Al) sono stati

sviluppati per il settore aerospaziale, grazie alle loro

caratteristiche di rigidezza, leggerezza e basso

coefficiente di dilatazione termica. Tubi in grafite/ lega

6061 presentano modulo elastico superiore all’acciaio

con densità pari a circa un terzo. Gr/Al è, inoltre, meno

costoso di B/Al. Tuttavia, Gr/Al è difficile da lavorare

per diversi problemi: le fibre di grafite sono reattive

nei confronti di Al e la formazione di carburo di

alluminio (Al4C3) degrada la resistenza delle fibre; Al

fuso presenta scarsa bagnabilità nei confronti delle

fibre; l’ossidazione delle stesse fibre durante il

processo può attivare corrosione galvanica.

MMC allumina/alluminio sono stati prodotti,

principalmente con tecniche di infiltrazione di metallo

liquido. Compositi a base di fibre di allumina Nextel 610

con 60% di fibra unidirezionali sono prodotti

commercialmente disponibili.

Compositi con fibre continue in matrice di titanio (TMC),

oltre ad alta resistenza, rigidezza e leggerezza, presentano

temperature di impiego che possono superare i 700 °C. Le

principali applicazioni di questa classe di materiali è nelle

strutture calde come ad esempio superfici aerodinamiche

ipersoniche, ed in sostituzione delle superleghe in alcuni

componenti motoristici. L’impiego di TMC viene limitato

dagli elevati costi di produzione ed assemblaggio.

Monofilamenti in carburo di silicio, con diametri di 100 -

150 m, prodotti per deposizione chimica di vapore su

substrato di carbonio o di tungsteno sono i rinforzi

maggiormente impiegati con Ti. Un rivestimento

arricchito in carbonio consente di rallentare le reazioni di

interfaccia con la matrice metallica.

Sebbene la comune lega aeronautica Ti-6Al-4V sia

stata tra le prime ad essere valutata, problemi di formatura

e di resistenza ad ossidazione hanno spinto l’interesse

verso leghe di tipo , quali Ti-15-3-3-3 (V-Cr-Sn-Al) e

Ti-15Mo-2.8Nb-3Al-0.2Si (lega Beta 21S).

Pur limitate dalle difficoltà di processo e dai costi

proibitivi, le matrici a base di alluminuri di titanio hanno

trovato applicazioni in situazioni particolarmente critiche

per la resistenza alle alte temperature.

Il metodo prevalentemente usato per produrre compositi

di titanio con monofilamenti in SiC consiste nel legare un

sistema di fibre parallele in SiC con filo o nastro metallico

(molibdeno o titanio o titanio-niobio). Il tessuto viene

interposto e consolidato per diffusion bonding tra fogli

molto sottili in titanio (Figura 47.27 - Figura 47.28). I

fogli vengono puliti da possibili contaminanti prima del

consolidamento. Una microstruttura del metallo a grani

fini favorisce la diffusione e facilita il creep e la

deformazione superplastica. Un aspetto critico di questa

tecnica è la distribuzione delle fibre che, venendosi a

toccare, possono attivare la formazione di microcricche

particolarmente dannose a fatica.

Tecniche di plasma spray sono state valutate per

compositi SiC/Ti, evidenziando alcuni problemi legati alla

reattività del titanio e all’infragilimento conseguente

all’assorbimento di ossigeno dall’ambiente di produzione.

Questa tecnica è stata valutata principalmente per i

compositi a base di matrici intermetalliche (alluminuri di

titanio), a causa della estrema difficoltà di ottenere fogli

sottili con queste matrici.





Figura 47.27 – Laminazione di tessuto unidirezionale

SiC tra fogli di titanio.

Figura 47.28 – Consolidamento per diffusion bonding di

SiC/Ti.

Le principali tecniche di consolidamento di TMC a

fibra continua sono la pressatura a caldo sotto vuoto

(VHP) e la pressatura isostatica a caldo (HIP). La

saldatura per diffusione risulta particolarmente adatta

al titanio perché è in grado di solubilizzare i propri

ossidi a temperature superiori a 700 °C ed ha grande

deformabilità plastica alle temperature di diffusione.

TMC raggiungono tipicamente contenuti di fibra del

30/40 % in volume.

Nel VHP gli strati sovrapposti sono sigillati in un

sacco in acciaio inox e pressati tra piani caldi, sotto

vuoto. Dopo l’evacuazione dell’aria il laminato è

sottoposto ad una leggera pressione a 450/550 °C per

decomporre le sostanze organiche volatili; temperatura

e pressione vengono quindi incrementate per

consentire il flusso del metallo intorno alle fibre e la

saldatura per diffusione. Un tipico ciclo VHP è

condotto a 900/970 °C, 400/700 bar per 60/90 minuti.

HIP ha in gran parte sostituito VHP come tecnica di

consolidamento. Il principale vantaggio consiste nel

fatto che la pressione è applicata uniformemente e

quindi la tecnica è preferibile soprattutto nel caso di

componenti strutturali complessi. Il componente da

formare viene sigillato in sacco a vuoto in acciaio,

evacuato e quindi posto in camera HIP a 870/950 °C,

1000 bar per 2/4 ore. La pressione deforma il sacco e

consolida plasticamente il laminato; il tempo di

mantenimento deve assicurare la completa saldatura per

diffusione e il consolidamento. La selezione dei parametri

di processo è il risultato di una scelta di compromesso tra

la necessità di avere facile deformazione plastica e

diffusione, ridotto contenuto di vuoti, basso

danneggiamento delle fibre e della matrice da un lato e

limitare le reazioni di interfaccia e crescita dei grani nella

matrice dall’altro.

Un’ulteriore tecnica di produzione di TMC è la

deposizione fisica da vapore (PVD) del metallo, facendo

passare i monofilamenti di SiC direttamente attraverso un

ambiente ricco di vapori del metallo (Figura 47.29). Il

metallo è vaporizzato tramite uno o più fasci elettronici ad

alta potenza che portano a vaporizzazione gli elementi

delle lega. Con questa tecnica è possibile depositare una

lega a composizione graduata. Inoltre, vengono ottenuti

compositi con ottima distribuzione delle fibre e contenuti

fino a circa 80 % di fibra con tempi di processo inferiori

rispetto a diffusion bonding.

Figura 47.29 – Composito SiC/Ti ottenuto per PVD.

Figura 47.30 – Formatura di una trave in composito a

matrice di titanio per diffusion bonding di elementi

preconsolidati.

Il diffusion bonding viene impiegato anche per la

saldatura di parti preconsolidate per ottenere elementi

strutturali. La Figura 47.30 mostra ad esempio la

produzione di una trave a I in TMC. Come per le leghe di

titanio, la necessità di utilizzo di temperature di processo

elevate permette l’impiego di tecniche di formatura

superplastica e saldatura per diffusione contemporanee





(SPF/DB) per ottenere forme con elevata efficienza

strutturale.

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“The Science and Engineering of Materials” 3a ed.

Chapman and Hall, 1996

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47 COMPOSITI A MATRICE METALLICA: TIPOLOGIE E ......G. Sala, L. Di Landro, A. Airoldi, P. Bettini 2 Dipartimento di Ingegneria Aerospaziale – Politecnico di Milano Tabella 47.1 –