Caratterizzazione microstrutturale

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del processo (intesa come velocità di scansione, gradienti di temperatura e velocità del fronte termico) la reazione non si sviluppa completamente: nel materiale processato si individuano, oltre alle fasi ceramiche di rinforzo, particelle di polvere parzialmente reagite e prodotti intermedi di reazione.

83 (diametro ≈ 50 - 100 μm), a circa 200 μm di distanza dal bordo del campione e ripetuta lungo l’intero perimetro.

Figura 4.16 Dettaglio dei bordi delle sezioni dei provini cubici al microscopio ottico (ingrandimento 50X).

La morfologia, le dimensioni e la periodicità dei pori sono caratteristiche della porosità keyhole, un difetto tipico di leghe a bassa temperatura di fusione (come quelle di alluminio) e causate da un’eccessiva densità di energia impiegata durante il processo SLM. La più alta energia potrebbe essere compatibile con una strategia di contouring diversa da quella adottata per l’intera sezione. L’accordo di riservatezza e l’impossibilità di conoscere i parametri di processo, tuttavia, non hanno permesso un opportuno studio di questa difettosità e delle sue cause. In Figura 4.17 si possono osservare dettagli dei bordi delle sezioni di provini ad osso di cane nella condizione as built: anche in questi casi è stato possibile riscontrare la stessa porosità e le stesse caratteristiche individuate per i provini cubici.

Figura 4.17 Dettaglio dei bordi delle sezioni dei provini ad osso di cane al microscopio ottico (ingrandimento 50X).

Si possono inoltre riconoscere diverse fasi disperse all’interno della matrice. In Figura 4.18 si riportano le immagini SEM ad alti ingrandimenti e le analisi EDS eseguite sulle diverse fasi.

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Figura 4.18 Immagine SEM ad alti ingrandimenti di due particelle disperse e corrispettive analisi EDS puntuali.

Le analisi EDS evidenziano come la fase (a) corrisponda ad una zona ricca in Ti e Al (la cui stechiometria non può essere determinata precisamente a causa dell’interferenza della matrice nel segnale dell’Al) e giustifica l’individuazione di Al3Ti nell’analisi XRD. La fase (b) risulta invece essere ricca in B ed è presumibile pensare si tratti di una particella di B4C non reagita o parzialmente reagita:

la morfologia della particella e le dimensioni sono infatti confrontabili con quelle delle particelle di carburo di boro nella polvere. In Figura 4.19 si può osservare l’analisi EDS lineare condotta sulle stesse particelle analizzate.

Figura 4.19 Analisi EDS lineare su particelle.

Si può innanzitutto osservare come alla particella centrale corrisponda un picco nel segnale di B, mentre le fasi in chiaro corrispondono a zone ricche in Ti e Al. È presumibile che, mentre le particelle di B corrispondano al B4C o a B13C2, le fasi Al-Ti si siano originate in seguito al primo step di reazione, tra Al fuso e particelle di Ti: la simultanea diffusione di Ti in Al e la reazione all’interfaccia per la

(a)

(b)

(a) (b)

85 formazione di un intermetallico (poi portato a fusione grazie al calore sprigionato dalla reazione esotermica) possono migrare, durante il processo, a causa dei moti convettivi che si generano nel metallo fuso a causa dell’azione del laser. Si può inoltre osservare come il segnale del Ti si annulli solo in corrispondenza della particella di B4C: la presenza di Ti in Al è giustificata dal meccanismo di reazione, essendo il passaggio necessario per la produzione di TiB2 e TiC. Le tracce di Ti nella matrice a fine processo sono un’ulteriore conferma dello parziale sviluppo della reazione.

A conferma di queste considerazioni si possono osservare l’immagine SEM in Figura 4.18 e relativa analisi EDS lineare. Nella matrice si possono riconoscere particelle sferiche che, in seguito ad analisi EDS, sono state riconosciute come particelle di Ti: la morfologia, la dimensione e le analisi chimiche su queste particelle sono infatti congruenti con le proprietà delle particelle di Ti nella polvere. In Figura 4.20 si può inoltre osservare come queste particelle siano circondate da una zona di reazione in cui si riscontra la presenza di gradienti di concentrazione di Ti e Al, opposti tra loro. In accordo con il meccanismo di reazione e i risultati EDS, è ragionevole riconoscere questa zona come layer intermetallico Ti – Al, originatosi in seguito alla fusione di Al per reazione con le particelle di Ti e diffusione di Ti nel layer.

Figura 4.20 Immagine SEM ad alti ingrandimenti di una particella di Ti e relativa analisi EDS lineare.

In Figura 4.21 è riportata l’immagine SEM ad alti ingrandimenti di una particella di Ti e rispettiva analisi EDS lineare all’interfaccia. Oltre alla presenza di una zona di reazione all’interfaccia ricca in Ti e Al, è possibile osservare anche un aumento del segnale del Si nella stessa zona.

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Figura 4.21 Immagine SEM ad alti ingrandimenti di una particella di Ti e relativa analisi EDS lineare all'interfaccia.

L’analisi EDS rileva un accumulo di Si all’interfaccia tra la particella di Ti e la matrice. La presenza di Si in prossimità delle particelle di Ti (parzialmente reagite) è stata riscontrata in un recente studio sul A6061-RAM2 [85] e può rappresentare una criticità per il trattamento termico a cui è possibile sottoporre il materiale. Il materiale A6061-RAM2 infatti, analogamente alla lega tradizionale A6061, è trattabile termicamente con trattamento T6, che comporta un indurimento per precipitazione finalizzato al rafforzamento meccanico del materiale tramite la precipitazione di Mg2Si. La diffusione di Si verso le zone di reazione Ti – Al (e la reazione tra Si e Ti) può causare un impoverimento della matrice in Si e impedire la formazione di precipitati indurenti.

L’impoverimento in Si della matrice può inoltre essere causato dalla reazione tra Si e C per la formazione di SiC. In Figura 4.22 è riportata una mappatura di una porzione di sezione di un provino ad osso di cane effettuata con analisi EDS in cui si evidenziano zone ad alta percentuale di Si, mentre in Figura 4.23 è riportata l’immagine SEM di una particella di SiC e relativa analisi EDS puntuale.

Figura 4.22 Mappatura elementale condotta con EDS su una porzione della sezione del provino Z12.

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Figura 4.23 Immagine SEM ad alti ingrandimenti di una particella di SiC e relativa analisi EDS puntuale.

Nonostante il provino non sia stato trattato termicamente, è possibile osservare zone localizzate a più alta concentrazione di Si e C (l’identificazione di C con EDS, sebbene non quantitativamente accurata, è qualitativamente valida). La formazione di SiC (a partire dal Si in lega e dal C dei carburi) potrebbe essere un prodotto collaterale della reazione e portare ad un ulteriore impoverimento in Si della lega metallica, impedendo la formazione di precipitati indurenti. L’evoluzione della microstruttura del materiale con il trattamento e ulteriori considerazioni sul silicio sono rimandate al Capitolo 4.2.6.