Increasing the surface hardness of Al Aumentare la durezza superficiale dell alluminio

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1 Increasing the surface hardness of Al Aumentare la durezza superficiale dell alluminio K. Brunelli, I. Rampin, M. Dabalà, M. Magrini - DPCI, Università degli Studi di Padova Aluminium alloys are widely used in automotive and aerospace due to their low specific weight and high thermal conductivity. Their major limitation is the low surface hardness and poor wear resistance. In recent years various studies have been conducted to address this to make up for this limitation, using surface coatings obtained using different techniques and different coating materials. The techniques used most often have been PVD [1,2], CVD [3], electrochemical deposition and the use of lasers [4,5]. The elements most commonly used for coating aluminium alloys are nickel [6-9], chromium [10,11], and iron [12]. The alloys chosen for this study are 2024 and 7075, two of the most common aluminium alloys and of greater interest due to their high mechanical properties, improvable with an appropriate heat treatment. This consists of a solution treatment followed by quenching and aging [13-19]. The purpose of this study is to increase the surface hardness of the two aluminium alloys selected through electrolytic copper deposition and subsequent diffusion through heat treatments conducted at the highest temperature possible, without melting the intermetallic compounds. Table 1 Tabella 1 The surface hardening obtained by copper diffusion L indurimento superficiale ottenuto mediante diffusione di rame The choice of copper is related to the fact that the interaction of this element with aluminium leads to the formation of intermetallics with increased hardness and wear resistance. The type of intermetallics that form and the thickness of their layer depends on the amount of copper that diffuses into the sublayer and the type of alloy treated. Experimental procedure The chemical compositions of alloys 2024 and 7075 investigated are shown in Table 1. The alloys were supplied in the form of non-heat treated bar from which parallelepiped shaped samples were taken, with a surface area of about 12 cm 2. They were properly polished and coated with electroplated copper. The copper plating was performed by immersing the samples in a bath of sulphate the composition of which is shown in Table 2. Given the simple geometry of the Chemical composition of Al 2024 and 7075 substrates (wt.%) Composizione chimica delle leghe in esame (wt.%) Lega Si Fe Cu Mn Mg Zn Cr Altri ,50 0,50 3,8-4,9 0,3-0,9 1,2-1,8 0,25 0,1 0,20 Ti+Zr ,4 0,50 1,2-2,0 0,3 2,1-2,9 5,1-6,1 0,18-0,28 0,25 Ti+Zr Le leghe di alluminio sono ampliamente utilizzate nel settore automobilistico ed aeronautico grazie al loro basso peso specifico e all elevata conducibilità termica. Il loro limite maggiore sono la bassa durezza superficiale e la scarsa resistenza ad usura. Negli ultimi anni sono stati condotti vari studi per sopperire a questo loro limite, ricorrendo a rivestimenti superficiali ottenuti attraverso varie tecniche e con diversi materiali di rivestimento. Le tecniche più usate sono state la deposizione PVD [1,2], CVD [3], la deposizione elettrochimica e l utilizzo di laser [4,5]. Gli elementi maggiormente utilizzati per i rivestimenti di leghe di alluminio sono nichel [6-9], cromo [10,11], ferro [12]. Le leghe scelte in questo lavoro sono la 2024 e la 7075, due tra le leghe di alluminio più diffuse e di maggiore interesse grazie alle loro elevate proprietà meccaniche, innalzabili con un opportuno trattamento termico. Questo consiste in un trattamento di solubilizzazione seguito da un trattamento di tempra e di invecchiamento [13-19]. Lo scopo di questo lavoro è di innalzare la durezza superficiale delle due leghe di alluminio scelte attraverso deposizione elettrolitica di rame e successiva diffusione mediante trattamenti termici condotti alla massima temperatura utilizzabile, senza arrivare alla fusione dei composti intermetallici. La scelta di depositare rame è legata al fatto che l interazione di questo elemento con l alluminio porta alla formazione di intermetallici con elevata durezza e resistenza ad usura. Il tipo di intermetallici che si formano e lo spessore del loro strato dipende dalla quantità di rame che diffonde nel substrato e dal tipo di lega trattata. Procedura sperimentale Le composizioni chimiche delle leghe 2024 e 7075 studiate in questo lavoro sono riportate nella tabella 1. Le leghe sono state fornite sottoforma di barra non trattata termicamente da cui sono stati ricavati dei campioni a forma di parallelepipedo, con un area superficiale di circa 12 cm 2, che sono stati opportunamente lucidati e rivestiti elettroliticamente con rame. La ramatura è stata eseguita mediante immersione dei campioni in un bagno al solfato la cui composizione viene riportata nella tabella 2. Data la geometria semplice dei pezzi, il rive- 68 ALUMINIUM AND ITS ALLOYS

2 parts, the coating obtained had a uniform thickness. The copper plated samples were then rinsed in distilled water and subjected to diffusion heat treatment. The diffusion treatment was conducted at a temperature slightly lower than that which would start the melting of the alloys. This treatment was performed in a tube furnace, in an inert atmosphere under flowing Argon at different temperatures (470 C C) and for different periods of time (8-24h). The samples were then subjected to solubilisation treatment, quenching and aging, both natural and artificial, in the manner described in the literature. The solubilisation was carried out at 495 C for alloy 2024 and 465 C for alloy 7075 and the quenching was conducted in water. Some pieces of alloy 2024 were aged naturally at room temperature for a few days, others were heated to 190 C for 12 h. The 7075 alloy was aged with a 24-hour treatment at 120 C. The two alloys under consideration were also subjected to spontaneous deposition of copper by dipping and shaking the pieces in a sulphate bath for a few minutes. The morphological and microtechnologies Risultati e discussione Lega 7075 L osservazione al microscopio ottico rivela che già con un trattamento della durata di 8 ore condotto a 470 C si ha la completa diffusione del rame depositato elettroliticamente. Nel campione così trattato si formano più strati di intermetallici a vario contenuto di rame, come si può osservare in figura 1. Lo strato esterno è composto da Al 41 at.%, Cu 56 at.% e Zn 3 at.%, che presuppone la formazione dei composti θ-al2cu e η-alcu, ed ha uno spessore di 10 μm. Vi è poi uno strato di 5 μm contenente Al 50,5 at. %, Cu 43 at.%, Zn 2 at.% e Mg 4,5 at. %. Il terzo e quarto strato non sono separati tra loro e nel comples- Figure 1 Figura 1 structural characterization of the samples was conducted using Leitz microscope analysis, electron microscopy with a Cambridge Stereoscan 440 SEM equipped with a Philips PV800 EDS microprobe, and X-ray diffraction with a SIEMENS D500 diffractometer (Cu Kα). Microhardness profiles were obtained with a Leitz-Werlag Microdurometer applying a 100 g load. Results and discussion Alloy 7075 Optical microscope observation reveals that even with a treatment duration of 8 hours at 470 C, the copper deposited electrolytically is fully diffused. In the sample treated in this manner multiple intermetallic layers of various copper content form as can be seen in figure 1. The outer layer is composed of Al 41 at.%, Cu 56 at.% and Zn 3 at.%, Which implies the formation of the compounds θ-al2cu and η-alcu, and has a thickness of 10 μm. Then there is a 5 μm layer containing 50.5 at.%, Cu 43 at.% Zn 2 at.% and Mg 4.5 at. %. The third and fourth layer are not separated from each other and overall are 15 μm thick. In what may be SEM-BSE cross-section image of the 7075 coated sample after heat treatment at 470 C for 8 h Immagine SEM-BSE della sezione del campione trattato a 470 C per 8 h Table 2 Composition of the electrolytic bath Tabella 2 Composizione del bagno di deposizione Bagno elettrolitico Solfato di rame Acido solforico Solfato di sodio stimento ottenuto è di spessore uniforme. I campioni ramati vengono quindi risciacquati in acqua distillata e sottoposti al trattamento termico di diffusione. Il trattamento di diffusione è stato effettuato a temperatura leggermente inferiore a quella di inizio fusione delle leghe. Tale trattamento è stato eseguito in un forno a tubo, in atmosfera resa inerte da un flusso di Ar a diverse temperature (470 C-500 C) e per diversi tempi (8-24h). I campioni sono poi stati sottoposti al trattamento di solubilizzazione, tempra ed invecchiamento, sia naturale che artificiale, secondo le modalità indicate in letteratura. La solubilizzazione è stata condotta a 495 C per la lega 2024 e a 465 C per la lega 7075 e la tempra è stata fatta in acqua. Alcuni pezzi della lega 2024 sono stati invecchiati naturalmente mantenendoli a temperatura ambiente per alcuni giorni, altri sono stati riscaldati a 190 C per 12 h. La lega 7075 è stata invecchiata con un trattamento di 24 h a 120 C. Le due leghe in esame sono anche state sottoposte ad una deposizione spontanea di rame immergendo ed agitando i pezzi in un bagno a base di solfato per pochi minuti. 150 g/l 30 g/l 20 g/l Temperatura 50 C La caratterizzazione morfologica e microstrutturale dei campioni è stata eseguita tramite analisi al microscopio ottico Leitz, microscopia elettronica con un Cambridge Stereoscan 440 SEM, equipaggiato con microsonda Philips PV800 EDS, e mediante diffrazione raggi X con un diffrattometro SIEMENS D500 (Cu Kα). I profili di microdurezza sono stati ottenuti mediante un microdurometro Leitz-Werlag applicando un carico di 100 g. Table 3 EDS analysis of the zones that are shown in figure 1 Tabella 3 Composizione delle zone indicate nella figura 1 Punto Al at.% Cu at.% Zn at.% Mg at.% ALLUMINIO E LEGHE 69

3 Figure 2 Figura 2 SEM-BSE cross-section image of the 7075 coated sample after heat treatment at 470 C for 16 h Immagine SEM-BSE della sezione del campione trattato a 470 C per 16 h Table 4 EDS analysis of the zones that are shown in figure 2 Tabella 4 Composizione delle zone indicate in figura 2 Punto Al at.% Cu at.% Zn at.% Mg at.% 1 49,6 48,6 1,8-2 44,0 37,5 3,0 15,5 3 70,5 29, ,6 46,0 1,4-5 48,7 47,4 3,9 - termed the third layer the following composition is found: Al 55 at.%, Cu 32 at.%, Zn 2 at.% and Mg 11 at.%. In the fourth layer there is: Al 77 at.%, Cu 19 at.%., Zn 1 at.% and Mg 3 at.%. The intermetallic layer is separated from the sublayer and this shows that there is no preferential diffusion along grain boundaries. As is seen from the summary table of the composition of the diffusion layers (Table 3), the only alloying element that succeeds in migrat- Figure 3 Figura 3 SEM-BSE cross-section image of the 7075 coated sample after heat treatment at 500 C for 12 h Immagine SEM-BSE della sezione del campione trattato a 500 C per 12 h ing to the surface of the sample is zinc and in the outermost layer it is present in a greater quantity. Intermetallic layers assume a different morphology when the heat treatment is increased from 8 to 16 h at 470 C and they reach a total thickness of 90 μm. As can be seen in figure 2, the diffusion zone is characterized by the presence of 4 intermeshing zones, with different composition. EDS analysis showed that the outer layer has a quantity of copso sono spessi 15 μm. In quello che può essere definito il terzo strato si riscontra la seguente composizione: Al 55 at.%, Cu 32 at.%, Zn 2 at.% e Mg 11 at. %, mentre nel quarto si ha: Al 77 at.%, Cu 19 at %., Zn 1 at.% e Mg 3 at.%. Lo strato intermetallico è separato dal substrato e ciò rivela che non si ha diffusione preferenziale lungo i bordi di grano. Come si può notare dalla tabella riassuntiva della composizione degli strati di diffusione (Tab. 3), l unico elemento in lega che riesce a migrare fino alla superficie del campione è lo zinco e proprio nello strato più esterno è presente in maggiore quantità. Gli strati intermetallici assumono una morfologia diversa quando viene aumentato da 8 a 16 h il tempo di trattamento termico condotto a 470 C e raggiungono uno spessore complessivo di 90 μm. Come si può vedere nella figura 2 la zona di diffusione è caratterizzata dalla presenza di 4 zone compenetranti tra loro, a diversa composizione. Dall analisi EDS emerge che lo strato esterno presenta una quantità di rame pari al 50 at.%, ed è costituito prevalentemente dall intermetallico AlCu. E interessante notare che i profili di concentrazione dell alluminio e del rame sono lineari e decrescono nella direzione opposta, mentre la distribuzione degli alliganti non segue lo stesso andamento (Tab. 4). Infatti, lo zinco è presente in maggiore quantità negli strati di diffusione più esterni rispetto all interfaccia tra strato di diffusione e substrato. La sua percentuale varia dal 2 al 4 at. %, mentre il magnesio è presente in maggiore quantità negli strati intermedi, dove arriva ad essercene il 15 at.%. Il trattamento termico condotto a 500 C per 12 h porta alla totale diffusione del rame in tempi più brevi, ma anche alla parziale fusione dei composti intermetallici. In Fig. 3 è riportata l immagine SEM di una zona di fusione degli intermetallici, in cui le zone chiare sono più ricche in rame mentre le zone scure presentano solo un modesto aumento di Cu e una scarsa diminuzione di Zn e Mg rispetto alla composizione della lega di partenza. La durezza superficiale dei campioni trattati a 470 C assume valori molto elevati con un massimo di 850 HV0,1 per il trattamento più lungo. L aumento della quantità di rame depositato aumenta il picco di Table 5 EDS analysis of the zones that are shown in figure 3 Tabella 5 Composizione delle zone indicate nella figura 3 Punto Al at.% Cu at.% Zn at.% Mg at.% ,5 1, ALUMINIUM AND ITS ALLOYS

4 technologies Figure 4 Figura 4 mentare del tempo di deposizione ed assume i valori di 20 μm dopo un tempo di deposizione di 20 min, 30 μm dopo 40 min e μm dopo 60 min. Il trattamento termico di diffusione condotto a 495 C per 24 h induce la migrazione del rame all interno del substrato e la diffusione dell alluminio e degli elementi in lega verso la superficie. L osservazione al SEM con gli elettroni retrodiffusi e l analisi EDS rivelano che dopo un trattamento di diffusione di 24 h si forma uno strato compatto di 40 μm, all interfaccia tra substrato e strato di rame depositato non diffuso, caratterizzato da una concentrazione del 71 at.% di Al e del 29 at.% di Cu (Fig. 5a, b). Basandosi sul diagramma di stato Al -Cu, si può affermare che tale strato è principalmente costituito dall intermetallico Al2Cu (θ). Le analisi XRD confermano la presenza di tale intermetallico. Lungo l interfaccia tra lo strato costituito dall intermetallico e il substrato, vi sono alcune zone in cui è stato registrato un arricchimento in Fe, Mn. (Fig. 6a, b). La disomogeneità in prossimità del substrato è dovuta alla diversa diffusione degli elementi. Durante il trattamento termico non si ha solo la diffusione del rame verso l interno del pezzo ma anche degli elementi in lega anche se presenti in piccole quantità. La diffusione dell alluminio e la sua elevata affinità con il rame portano alla formazione di uno strato esterno compatto costituito praticamente solo da questi due elementi. Gli elementi manganese e ferro diffondono meno ma vanno pur sempre a creare zone di composti misti. In questa lega lo strato costituito dall intermetallico è nettamente separato dal substrato. Mediante indagine EDS si è appurato che non vi è diffusione del rame lungo i bordi di grano e che i precipitati che si trovano sono tiper equal to 50 at.%, and consists mainly of the intermetallic AlCu. It is interesting to note that the concentration profiles of aluminium and copper are linear and decrease in the opposite direction, while the distribution of alloying elements does not follow the same trend (Table 4). In fact, zinc is present in greater quantities in the outermost layers of diffusion with respect to the interface between the diffusion layer and sublayer. Its percentage varies from 2 to 4 at.%, while magnesium is present in greater quantities in the intermediate layers, where there it reaches 15 at.%. The heat treatment conducted at Figure 5 Microhardness profiles of 7075 samples after different heat treatments Confronto tra alcuni profili di microdurezza della lega C for 12h leads to the complete distribution of the copper in a shorter time, but also to the partial melting of the intermetallic compounds. Figure 3 shows the SEM image of an area where the intermetallics melted, in which the light areas are richer in copper, while dark areas have only a modest increase in Cu and a slight decrease of Zn and Mg with respect to the composition of the alloy at the beginning. The surface hardness of the samples treated at 470 C assumes very high values with a maximum of 850 HV0,1 for the longer treatment. Increasing the amount of copper deposited increases the SEM-BSE cross-section image of the 2024 coated sample after heat treatment at 495 C for 24 h (a); EDS analysis on the compound layer (b) Figura 5 Immagine SEM (a) dello strato di diffusione del campione trattato a 495 C per 24h; (b) microanalisi effettuata sullo strato di interdiffusione durezza superficiale, così come l innalzamento del tempo di permanenza del pezzo a 470 C incrementa la profondità di indurimento. I valori di durezza raggiunti si possono collegare alla presenza delle fasi AlCu e Al2Cu (caratterizzati da durezze tra HV 0,1). Il campione trattato a 470 C per 16 h mostra valori elevati di durezza (800 HV0,1) nello stato esterno che è caratterizzato da zone più chiare dove è stata registrato un 4 at.% di Zn (Fig. 2-Tab. 4). Tale aumento di durezza è imputabile alla presenza di un maggiore quantità di zinco presente in soluzione solida o più probabilmente come composto intermetallico Al3Cu5Zn2 [20]. L invecchiamento artificiale porta ad una diminuzione della durezza superficiale che si stabilizza nei primi 50 μm su valori poco superiori ai 500 HV (quasi 5 volte la durezza interna) per poi decrescere rapidamente raggiungendo i valori usuali alla profondità di 100 μm. Nella figura 4 sono riassunti i profili di microdurezza dei campioni trattati a 470 C per tempi diversi e del campione successivamente invecchiato. I trattamenti di diffusione condotti sulla lega 7075 a temperature prossime a 500 C provocano la diffusione del rame fino ad una profondità di 600 μm e causano una parziale fusione degli intermetallici superficiali, non permettendo di ottenere un aumento significativo della durezza superficiale. Lega 2024 L analisi al microscopio ottico rivela che lo strato di rame depositato è uniforme e aderente al substrato. Lo spessore aumenta con l au ALLUMINIO E LEGHE 71

5 Conclusioni Nel caso della lega 7075 il trattamento termico a 470 C induce la formazione di una zona di diffusione pluristratificata compeak surface hardness, just as raising the time the piece remains at 470 C increases the depth of hardening. The hardness values achieved can be connected to the presence of phases AlCu and Al- 2Cu (characterized by hardnesses between HV 0.1). The sample treated at 470 C for 16h shows high values of hardness (800 HV0, 1) in the external layer which is characterized by lighter areas where 4 at.% of Zn was recorded (Fig. 2 - Table 4). This increase in hardness is due to the presence of a greater amount of zinc present in solid solution or more likely as the intermetallic compound Al3Cu5Zn2 [20]. Artificial aging leads to a decrease in surface hardness that is stable in the first 50 μm at values slightly above 500 HV (almost 5 times the internal hardness) and then decreases rapidly, reaching normal values at a depth of 100 μm. Figure 4 summarizes the microhardness profiles of the samples treated at 470 C for different times and then subsequently aged. The diffusion treatments conducted on the 7075 alloy at temperatures around 500 C cause the diffusion of the copper to a depth of 600 μm, causing a partial melting of the intermetallic surfaces, not resulting in a significant increase in surface hardness. Figure 6 Figura 6 Alloy 2024 Optical microscope analysis revealed that the deposited copper layer is even and adherent to the sublayer. The thickness increases with the increase of the deposition time and reaches 20 μm after a deposition time of 20 min., 30 μm after 40 min. and μm after 60 min. The diffusion heat treatment conducted at 495 C for 24 h induces the migration of copper inside the sublayer and the diffusion of aluminium and alloying elements towards the surface. The SEM (Scanning Electron Microscopy) analysis with backscattered electrons and the EDS analysis revealed that after a 24 h treatment a compact 40 μm layer was formed at the interface between the sublayer and layer of undiffused deposited copper, SEM-BSE cross-section image of the 2024 coated sample at the interface substrate-compound layer (a); EDS analysis performed (b) Immagine SEM (a) dell interfaccia substrato-strato intermetallico (b) microanalisi effettuata in corrispondenza della zona indicata pici delle leghe della serie Il trattamento termico di invecchiamento eseguito sul campione rivestito porta ad un affinazione dei precipitati all interno del substrato, lasciando pressoché invariato lo spessore dello strato di diffusione (Fig. 7). Le analisi di microdurezza effettuate sui campioni prima e dopo i trattamenti di diffusione e di tempra+invecchiamento sono riportate nella figura 8. L elevata durezza superficiale dello strato ricco in rame si deve alla presenza della fase intermetallica Al2Cu (caratterizzata da microdurezze dell ordine di HV0,1.) L invecchiamento naturale (T4) contribuisce all indurimento di tale zona. Per quanto riguarda le prove di microdurezza, come già riscontrato in letteratura, è stato registrato un maggior indurimento nel campione sottoposto ad invecchiamento naturale. Precisamente la durezza della lega è risultata di 78 HV0,1 non trattata, 130 HV0,1 dopo trattamento T6, 140 HV0,1 dopo invecchiamento naturale T4. Figure 7 Figura 7 SEM image of the 2024 sample after diffusion and T6 treatments Immagine SEM del campione dopo trattamento termico di diffusione e T6 Figure 8 Figura 8 Microhardness profiles of 2024 samples after different heat treatments Confronto tra alcuni profili di microdurezza della lega 72 ALUMINIUM AND ITS ALLOYS

6 technologies characterized by a concentration of 71 at.% of Al and 29 at.% of Cu (Fig. 5a, b). Based on the Al-Cu phase diagram, it can be stated that this layer is mainly composed of the Al2Cu (θ) intermetallic compound. The XRD analysis confirmed the presence of said intermetallic. Along the interface between the intermetallic and the sublayer there are some areas where there was an enrichment in Fe and Mn. (Fig. 6a, b). The lack of homogeneity in the vicinity of the sublayer is due to the different distribution of the elements. During the heat treatment there is not only the diffusion of copper towards the inside of the piece but the alloying elements are also subject to the same process even when present in small amounts. The diffusion of aluminium and its high affinity for copper lead to the formation of a compact outer layer consisting of practically only these two elements. The iron and manganese elements are less diffused but still create areas of mixed compounds. In this alloy the layer formed by the intermetallic compound is clearly separated from the sublayer. EDS analysis revealed that there was no diffusion of copper along the grain boundaries and that the precipitates found are typical of the 2000 series alloys. The aging heat treatment performed on the plated sample leads to a refining of the precipitates in the sublayer, leaving the thickness of the diffusion layer practically unchanged (Fig. 7). The microhardness analysis performed on samples before and after diffusion and quenching+aging treatments are shown in Figure 8. The high surface hardness of the layer rich in copper is due to the presence of the Al2Cu intermetallic phase (characterized by microhardness in the order of HV0,1.) The natural aging (T4) contributes to hardening of the area. Regarding the microhardness tests, as already reported in the literature, a greater hardening was found in the sample subjected to natural aging. Specifically, the hardness of the alloy was found to be 78 HV0,1 when untreated, 130 HV0,1 after treatment T6, 140 HV0,1 after natural aging T4. Conclusions In the case of alloy 7075 the heat treatment at 470 C induces the formation of a multilayered diffusion zone composed of AlCu and Al2Cu.By treating the samples for 8 hours the diffusion layer reaches a thickness of about 30 micron and has a surface hardness of about 600 HV0,1, attributed to Al-Cu intermetallic compounds. The 16-hour treatment leads to the formation of a 90 μm diffusion layer. In this case, the surface hardness reaches 850 HV0,1, a value much higher than the typical 600 HV0,1 of Al-Cu intermetallic compounds. This phenomenon can be explained by the presence of a greater amount of Zn present in solid solution or more likely as an Al3Cu5Zn2 intermetallic compound, favoured by the greater diffusion time of the alloy elements toward the interface with the layer of deposited copper. The aging treatment leads to a decrease of the maximum hardness achieved (530 HV0,1 vs. 850 HV0,1 measured before the aging). As for the alloy 2024, the copper layer deposited is even, adhering well to the sublayer and with an increasing thickness as the deposition time increases. In the case of thicker coatings, the subsequent diffusion treatment at 495 C leads to the formation of a layer primarily made up of the Al- 2Cu (θ) intermetallic compound which achieves a hardness of 500 HV0,1. The aging treatment does not change the thickness of the intermetallic layer but influences its hardness (500 HV0,1 after the diffusion treatment, 300 HV0,1 after the aging treatment). posto da AlCu, Al2Cu. Trattando i campioni per 8 ore lo strato di diffusione è dello spessore di circa 30 μm e ha una durezza superficiale di circa 600 HV0,1, attribuibile ai composti intermetallici Al-Cu. Il trattamento di 16 ore porta alla formazione di uno strato di diffusione di 90 μm. In questo caso la durezza superficiale arriva a 850 HV0,1, un valore decisamente superiore ai 600 HV0,1 tipici degli intermetallici Al-Cu. Questo fenomeno può essere spiegato con la presenza di una maggiore quantità di Zn presente in soluzione solida o più probabilmente come composto intermetallico Al3Cu5Zn2, favorita dal maggior tempo di diffusione degli elementi in lega verso l interfaccia con lo strato di rame depositato. Il trattamento di invecchiamento induce References / Bibliografia una diminuzione della durezza massima raggiunta (530 HV0,1 contro 850 HV0,1 rilevati prima dell invecchiamento). Per quanto riguarda la lega 2024 lo strato di rame depositato è uniforme, ben aderente al substrato e di spessore crescente all aumentare del tempo di deposizione. Nel caso del rivestimento più spesso, il successivo trattamento diffusivo in forno a 495 C porta alla formazione di uno strato costituto principalmente dall intermetallico Al2Cu (θ) in cui si raggiunge una durezza di 500 HV0,1. Il trattamento di invecchiamento non modifica lo spessore dello strato intermetallico bensì influenza la durezza (500 HV0,1 dopo trattamento di diffusione; 300 HV0,1 dopo trattamento di invecchiamento). [1] E. LUGSCHEIDER, G. KRAMER, C. BARIMANI, H. ZIMMERMANN, Surf. Coat. Technol (1995), p.497. [2] M. H. STAIA, Y. Y. SANTANA, Z. DEL V. MARCANO, Surf. Eng. 20 (2004), p.128. [3] K. T. RIE, A. GEBAUER, J. WOHLE, Surf. Coat. Technol (1996), p.498. [4] L. DUBOURG, H. PELLETIER, D. VAISSIERE, F. HLAWKA, A. CORNAT, Wear 253 (2002), p [5] L. DUBOURG, F. HLAWKA, A. CORNAT, Surf. Coat. Technol (2002), p.329. [6] K. BRUNELLI, M. DABALA, C. MARTINI, Metallurgia Italiana 7-8 (2006), p.37. [7] I. APACHITEI, J. DUSZCZYK, Surf. Coat. Technol. 132 (2000), p.89. [8] J. ALEXIS, D. ADRIAN, T. MASRI, J. A. PETIT, Surf. Eng, 20 (2004), p.121 [9] D. VOJTECH, M. NOVAK, M. ZELINKOVA, P. NOVAK, A. MICHALCOVA, T. FABIAN, Appl. Surf. Sci. 255 (2009), p [10] A. ALMEIDA, M. ANJOS, R. VILAR, R. LI, M.G.S. 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