desgaste de aleaciones de al-si-cu-mg: efecto de la
TRANSCRIPT
VIII Congreso Nacional de Propiedades Mecánicas de Sólidos, Gandía 2002 355-364
355
DESGASTE DE ALEACIONES DE Al-Si-Cu-Mg: EFECTO DE LAMICROESTRUCTURA Y DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION
L. Lasa y J.M. Rodriguez Ibabe
CEIT y Univ. de Navarra, Pº M. de Lardizabal 15, 20018 San Sebastián, País Vasco.
RESUMENEn este trabajo se analiza el desgaste de seis aleaciones de Al-Si con altos contenidos de
silicio (entre el 12% y el 20%) y diversos contenidos de Cu. Se han utilizado dos condicionesde ensayo diferentes. Los resultados obtenidos demuestran que junto con la composición y elprocesado de las aleaciones, la velocidad del disco empleada tiene una importancia vital en elcomportamiento frente al desgaste.
Palabras claveAluminio, silicio, desgaste, microestructura, tixoconformado.
1. INTRODUCCIONLas aleaciones de aluminio con altos contenidos de silicio poseen, entre otras
características importantes, altas resistencias al desgaste y bajos coeficientes de expansióntérmica por lo que son utilizadas con profusión en la industria del automóvil.
La alta resistencia al desgaste que exhiben estas aleaciones es consecuencia de lapresencia de partículas de silicio distribuidas en la matriz de aluminio. La dureza de estaspartículas está en torno a 1000HV [1]. En las aleaciones comerciales es frecuente la adiciónde Cu y Mg junto con otros elementos de aleación para mejorar las propiedades mecánicas yhacer estas aleaciones aptas para aplicaciones más exigentes desde un punto de vistamecánico.
En la mayoría de los estudios publicados, se considera que es el porcentaje de silicio elfactor que determina la resistencia al desgaste [2,3]. En otros, sin embargo se demuestra queel tamaño o la distribución de las partículas es más determinante [4]. Esta aparentecontradicción es debida a la fuerte influencia que las condiciones de ensayo tienen en laresistencia al desgaste [5].
Por lo tanto resulta muy complicado determinar la composición y ruta de procesadoóptima de las aleaciones para un uso concreto, si previamente se desconocen las variables másimportantes que afectan el desgaste de las mismas [6-8].
En este trabajo se estudia el desgaste de seis aleaciones eutécticas e hipereutécticas deAl-Si con diferentes contenidos de Si, Cu y Mg. Las aleaciones se obtuvieron mediante tresrutas de procesado diferente. Esto permite estudiar de forma directa el efecto de lamicroestructura en el desgaste. El material contra el que se ensayaron las aleaciones fue, entodos los casos, una pastilla de material compuesto especialmente diseñada por Honeywellpara estas aleaciones [9].
Los resultados obtenidos demuestran que, bajo las condiciones de ensayo adoptadas, lamicroestructura homogénea y globular lograda mediante el tixoconformado ofrece una mejoraen la resistencia al desgaste.
2. PARTE EXPERIMENTALLas aleaciones empleadas en este trabajo son seis. Las aleaciones A, B y C se colaron
en lingotes (con un peso aproximado de 0.6Kg.) en moldes metálicos por Hydro Aluminium.
Lasa y Rodriguez Ibabe
356
Las aleaciones S1 y S2 se produjeron mediante squeeze-casting por Fagor-Ederlan. Porúltimo, la aleación no dendrítica T1, fue tixoconformada por la University of Sheffield. Laspropiedades mecánicas y características microestructurales de esta última aleación han sidopublicadas con anterioridad [10]. La composición química de las seis aleaciones se muestra enla Tabla 1.
Tabla 1: Composición química de las aleaciones empleadas.Composición química
Aleación Si Mg Cu Ni Fe TiA 12.85 1.30 1.13 0.00 0.11 0.11B 12.29 1.30 4.40 0.00 0.12 0.11C 15.90 1.20 4.71 0.00 0.12 0.11T1 15.30 0.58 4.38 <0.42 0.21 0.16S1 16.20 1.16 0.70 0.00 0.13 0.11S2 19.85 1.13 0.66 0.00 0.14 0.11
Todas las aleaciones se ensayaron con y sin tratamiento térmico T6. Los parámetros deltratamiento se ajustaron para lograr la máxima dureza en cada aleación. Tanto los parámetrosde los tratamientos térmicos, como las durezas obtenidas, se muestran en la Tabla 2.
Tabla 2: Parámetros del tratamiento térmico T6 y dureza medida.
Aleación Solubilización Temple Envejecimiento F After T6A 45 77B 5h 500ºC Agua 58 86C a temperatura 67 91T1 3h 500ºC ambiente 68 89S1 49 76S2 57 79
Dureza (HRB)Parámetros del tratamiento T6
5h 500ºC
4h 180ºC
6h 40min 170ºC
Los ensayos de desgaste se llevaron a cabo en un aparato pin-on-disc en seco, sinadición de lubricante. Sin embargo, hay que señalar que las pastillas de freno tieneninvariablemente entre sus componentes sustancias lubricantes. Estas sustancias ayudan aconseguir un coeficiente de fricción y un desgaste total adecuados [11]. El disco se mecanizóde la pastilla y los cilindros (φ=4mm, L=20mm), de las aleaciones mencionadasanteriormente. Durante los ensayos, se monitorizó el cambio en altura, el coeficiente defricción y la temperatura a una distancia de 2mm de la superficie de contacto entre el cilindroy el disco. Un esquema del dispositivo utilizado se muestra en la Figura 1.
Disco
PesoPeso
LVDT
Contenedorpara el polvo Termopar
Cilindro
Motor
Figura 1. Esquema del dispositivo utilizado en los ensayos de desgaste.
VIII Congreso Nacional de Propiedades Mecánicas de Sólidos
357
Las condiciones de ensayo empleadas fueron dos "1" y "2". La fuerza aplicada fue de46.51N (que una vez desgastada la parte semiesferica del cilindro corresponde a 3.7MPa) y ladistancia 2000m. La velocidad del disco empleada fue de 0.089m/s para la condición "1" y de0.356m/s para la condición "2".
Con el fin de evitar la contaminación de las superficies de contacto, los cilindros selimpiaron cuidadosamente antes de cada ensayo en un baño ultrasónico primero con agua yjabón, después con etanol y finalmente con acetona. A continuación los cilindros se secaronen una estufa a 80ºC durante 30 minutos. Los cilindros se pesaron antes y después de cadaensayo para calcular el coeficiente de desgaste, ensayándose un mínimo de dos muestras paracada aleación, tratamiento térmico y condición de ensayo. La dispersión típica fue inferior al10%.
Después de cada ensayo se recogió el polvo proveniente del desgaste para su posterioranálisis. El disco se lijo con lija nueva de 1200grit para evitar la contaminación y los cambiosde rugosidad entre ensayos. Tanto el polvo proveniente del desgaste como los cilindros y eldisco fueron analizados en un aparato de rayos X y en un microscopio electrónico de barrido(MEB) para identificar los mecanismos de desgaste en cada caso.
3. RESULTADOSLas microestructuras de las seis aleaciones se muestran en la Figura 2. En todas ellas la
fase gris oscura corresponde al silicio y la fase blanca al aluminio. Los intermetálicos puedenverse en gris claro, preferentemente situados en las juntas de grano.
a) b) c)
d) e) f)
Figura 2. Microestructura de las aleaciones empleadas. a) aleación A, b) aleación B, c)aleación C, d) aleación S1, e) aleación S2 y f) aleación T1.
Las aleaciones A y B tienen prácticamente la misma composición, pero la aleación Btiene un contenido en Cu superior (4.4% frente a 1.1%). La microestructura de ambasaleaciones está formada por la fase eutéctica de Al-Si, una fracción reducida de partículas desilicio primario y una serie de fases intermetálicas distribuidas en las juntas de grano. Laaleación C es similar en composición a la aleación B pero con un contenido en Sisensiblemente superior (15.9% frente a 12.3%). La ausencia de agentes modificadores delsilicio en la aleación C hace que el tamaño de las partículas sea mucho mayor y sudistribución menos homogénea.
Lasa y Rodriguez Ibabe
358
Las aleaciones S1 y S2, dado su bajo contenido en cobre, se caracterizan por unapresencia menor de fases intermetálicas. Por otro lado, el procesado mediante squeeze-castingproduce una elevada velocidad de enfriamiento y, en consecuencia, un afino de losconstituyentes microestructurales que se pone de manifiesto en el reducido tamaño de lasdendritas de aluminio y de las partículas de silicio eutéctico. El tamaño de las partículas desilicio primario en la aleación S2 es algo mayor dado su elevado contenido en silicio.
Finalmente, la aleación T1, con una composición química similar a la de la aleación C,presenta una microestructura muy diferente, típica de las aleaciones tixoconformadas. Lamatriz está compuesta por glóbulos de aluminio α. En ella se encuentra homogéneamentedistribuida una fracción alta de partículas finas de silicio primario. La fracción de eutécticoAl-Si y de precipitados intermetálicos es menor.
Tras el tratamiento térmico, la microestructura de las aleaciones se modificanotablemente. Si bien las partículas de silicio primario no cambian su tamaño ni forma demanera apreciable, las partículas de silicio eutéctico se aglomeran y esferoidizan de formamanifiesta. Los precipitados intermetálicos se disuelven parcialmente y también seesferoidizan (Figura 3). El cambio microestructural es más evidente en las aleaciones con unamicroestructura inicial más fina.
40µm 40µm
T6
Figura 3. Esferoidización del silicio eutéctico y de las diferentes fases intermetálicas con eltratamiento térmico. Aleación B.
El coeficiente de desgaste medio en cada condición de ensayo se muestra en la Figura 4.Se observa una importante diferencia entre los coeficientes de desgaste en las dos condicionesde ensayo.
0
1
2
3
4
5
Coe
ficie
nte
de d
esga
ste
(g/N
m)
* 10
7
A
B
C
T1
S1
S2
Condición 1 (as-cast) Condición 1 (T6) Condición 2 (as-cast) Condición 2 (T6)
Figura 4. Coeficiente de desgaste de todas las aleaciones.
VIII Congreso Nacional de Propiedades Mecánicas de Sólidos
359
En la condición "1" se observan grandes diferencias en la resistencia al desgaste de cadaaleación. La composición juega un papel determinante; un mayor contenido en cobre y ensilicio aumenta la resistencia de manera muy significativa. El efecto de la microestructura seaprecia claramente comparando las aleaciones C y T1. La mayor homogeneidadmicroestructural de la aleación tixoconformada reduce el desgaste a la mitad.
En la Figura 5a se observa que la velocidad de desgaste de todas las aleaciones es muysimilar hasta que transcurren aproximadamente 500m. Después de este punto la aleación Acomienza a desgastarse cada vez más rápidamente. Alrededor de los 1500m el desgaste seestabiliza y prosigue a velocidad constante. En las demás aleaciones observamos unfenómeno parecido. La distancia de transición es mayor, diferente para cada aleación y por lotanto, el desgaste total es inferior al medido en la aleación A. En la aleación T1 no se observatransición alguna y el desgaste se produce a velocidad constante desde el principio hasta elfinal del ensayo.
En lo que respecta al efecto del tratamiento térmico, éste tan sólo mejora el desgaste delas aleaciones con una dureza inicial más baja. El tratamiento térmico reduce el coeficiente dedesgaste retardando la transición (Figura 6). Las aleaciones C y T1 no sufren cambios en elcoeficiente de desgaste tras el tratamiento térmico.
En la condición "2", el coeficiente de desgaste de las aleaciones A, B, S1 y S2 se reducede forma drástica y todas las aleaciones, excepto la aleación C, exhiben un coeficiente dedesgaste muy similar. En esta última aleación el desgaste medido es sensiblemente superior alresto. En la Figura 5b se muestra el cambio en altura con la distancia, en esta condición deensayo, para todas aleaciones.
En lo que a la influencia del tratamiento térmico se refiere, salvo en la aleación A, en laque se observa una ligera mejora tras el mismo, no se aprecia ningún efecto considerable.
-1.2
-1
-0.8
-0.6
-0.4
-0.2
0
0 500 1000 1500 2000 2500Distancia (m)
Cam
bio
en a
ltura
(m
m)
A
B
C
T1
a)
S2S1
-0.6
-0.5
-0.4
-0.3
-0.2
-0.1
0
0 500 1000 1500 2000 2500Distancia (m)
Cam
bio
en a
ltura
(m
m)
C
S2
AB
b)
T1
S1
Figura 5. Cambio de altura con la distancia de ensayo a) condición 1 y b) condición 2.
-1.2
-1
-0.8
-0.6
-0.4
-0.2
0
0 500 1000 1500 2000 2500Distancia (m)
Cam
bio
en a
ltura
(m
m)
Transición
Transición
A-T6
A
Figura 6. Retraso en la transición del desgaste producido por el tratamiento térmico.
Lasa y Rodriguez Ibabe
360
La evolución del coeficiente de fricción es similar en ambas condiciones de ensayo.Sube en los primeros metros e inmediatamente comienza a descender hasta alcanzar un nivelestacionario. Llegados a este punto, si el cilindro no presenta una transición en el desgaste, elcoeficiente de fricción permanece estable hasta el final del ensayo. Por el contrario, si latransición en el desgaste existe, el coeficiente de fricción sube de forma brusca y se mantieneconstante en un nivel superior. Este tipo de comportamiento del coeficiente de fricción en lasaleaciones de aluminio ha sido descrito por otros autores [12].
La evolución de la temperatura medida junto a la superficie de desgaste tiene uncomportamiento muy similar al mostrado por el coeficiente de fricción. La subida de latemperatura es paulatina hasta llegar a un máximo alrededor de los 400-500metros. A partirde este momento la temperatura desciende lentamente hasta alcanzar el equilibrio. Laaparición o no de una transición en el desgaste determina el comportamiento de latemperatura. Al igual que el coeficiente de fricción, la ausencia de transición trae consigo unmantenimiento de la temperatura hasta el final. La aparición de la transición, sin embargo,provoca un calentamiento progresivo hasta alcanzar valores cercanos al máximo.
Los cilindros que presentan un desgaste menor muestran un coeficiente de fricción yuna temperatura máxima de ensayo algo inferior a la medida en los cilindros que presentan undesgaste superior, en la misma condición de ensayo.
En la Figura 7 se muestran las curvas correspondientes a la temperatura y al coeficientede fricción de dos cilindros ensayados en la condición "2". La Figura 7a corresponde a uncilindro de la aleación T1 que no muestra transición alguna en el desgaste. La Figura 7bcorresponde a un cilindro de la aleación C que presenta una transición en el desgastealrededor de los 1200metros.
-0.5
-0.4
-0.3
-0.2
-0.1
0
Cam
bio
en a
ltura
(m
m)
0.3
0.4
0.5
0.6
0.7
Coe
ficie
nte
de fr
icci
ón
Altura del pin
Coeficiente de fricción
50
60
70
80
0 500 1000 1500 2000 2500
Distancia (m)
Tem
pera
tura
(ºC
)
0.3
0.4
0.5
0.6
0.7
Coe
ficie
nte
de fr
icci
ón
TemperaturaCoeficiente de fricción
a)
-0.5
-0.4
-0.3
-0.2
-0.1
0
Cam
bio
en a
ltura
(m
m)
0.3
0.4
0.5
0.6
0.7
Coe
ficie
nte
de fr
icci
ónAltura del pin
Coeficiente de fricción
Transición
50
60
70
80
0 500 1000 1500 2000 2500
Distancia (m)
Tem
pera
tura
(ºC
)
0.3
0.4
0.5
0.6
0.7
Coe
ficie
nte
de fr
icci
ón
TemperaturaCoeficiente de fricción
Transición
b)
Figura 7. Evolución del coeficiente de fricción y de la temperatura a 2mm de la superficie dedesgaste, con la distancia de ensayo, en la condición "2". a) aleación T1 y b) aleación C.
En la condición "1", tanto el coeficiente de fricción como la temperatura, presentan uncomportamiento similar al observado en la condición "2". De todos modos, la inferiorvelocidad del disco provoca que la temperatura a 2mm de la superficie de desgaste se vealimitada a 45-50ºC. El coeficiente de fricción es algo superior al medido en la condición "2".
VIII Congreso Nacional de Propiedades Mecánicas de Sólidos
361
4. DISCUSION
4.1. Condición "1"El elevado coeficiente de desgaste obtenido con las aleaciones A y B viene producido
por la temprana transición que se observa en las curvas de desgaste.El polvo proveniente del desgaste de los cilindros que no sufrieron transición alguna,
está exclusivamente compuesto por partículas de pequeño tamaño (<5µm). Tanto el análisisEDS como los rayos X demostraron que estas partículas están formadas en su mayoría poraluminio y óxidos de aluminio junto con pequeñas cantidades de Si, Mg y partículasprovenientes del disco (Figura 8a). Tanto la morfología como la composición de estaspartículas son características de un mecanismo de desgaste puramente oxidativo [13]. Estaafirmación viene corroborada por el bajo coeficiente de desgaste observado en estos casos.
En el polvo de desgaste de los cilindros que sufrieron transición en el desgaste seobserva la presencia de partículas masivas de aluminio (Figura 8b). La presencia de estaspartículas masivas y su forma, denota la presencia de desgaste adhesivo [14-16].
5µm 20µm
b)
Figura 8. Polvo proveniente del desgaste. a) partículas finas provenientes del desgasteoxidativo y b) partícula masiva producida en el desgaste adhesivo.
La transición del desgaste oxidativo al adhesivo suele venir producido por un aumentoen la presión aplicada sobre el cilindro [1,12,13,17]. Cuando la presión sobre el cilindro esbaja, el desgaste se limita a la capa de óxido formada en la superficie del cilindro. El desgastede la capa de óxido se ve compensado por la formación inmediata de una nueva capa de óxidoen la superficie del cilindro. Por lo tanto, el desgaste se limita al espesor de esta capa y eldesgaste total resultante es bajo.
Al aumentar la presión hasta un valor crítico, la deformación elástica provoca la rupturade la capa de óxido que protege el material y se posibilita la adhesión entre el disco y lasuperficie del cilindro. De esta forma se produce el arranque progresivo de partículas de grantamaño que a su vez provocan mayores daños en el material. Finalmente se logra un estadoestacionario con una velocidad de desgaste constante, muy superior a la que se observacuando el mecanismo de desgaste es puramente oxidativo.
Sin embargo, en los ensayos realizados, se observa una transición en el mecanismo dedesgaste bajo presión constante. Por lo tanto, el cilindro, el disco o ambos deben haberexperimentado cambios durante el ensayo que favorecen la ruptura de la capa de óxido,provocando la transición al desgaste adhesivo.
Se analizó la superficie del disco de desgaste, parándolo después de diferentes tiemposde ensayo. Se observa que la superficie sufre cambios a medida que el desgaste progresa. Losóxidos se acumulan en la pista de desgaste y los fragmentos de la partículas de silicio quedantambién adheridos a la misma. Esta contaminación progresiva del disco provoca daños en la
Lasa y Rodriguez Ibabe
362
superficie del cilindro, produciendo la transición al desgaste adhesivo mencionado conanterioridad.
Los elementos de aleación que aumentan el módulo elástico, el limite elástico o ladureza (silicio, cobre o magnesio) y que fortalecen la capa de óxido (cobre), previenen, ocuando menos retardan, la transición al desgaste adhesivo [15]. Los aumentos del limiteelástico obtenidos tras la aplicación de tratamientos térmicos adecuados pueden tambiéninhibir dicha transición [13]. Los resultados obtenidos en el presente trabajo corroborantotalmente estas afirmaciones.
La excelente resistencia al desgaste mostrada por la aleación tixoconformada T1, esdebida a la reducida distancia entre partículas de silicio y a la perfecta distribución de lasmismas encontrada en este material. Mejoras en el comportamiento frente al desgastepropiciadas por el afino microestructural de aleaciones de similar composición han sidoreportadas anteriormente por varios autores [2,17].
De todos modos, hay que destacar la existencia de trabajos en los que el uso de unlubricante propicia un mejor comportamiento al desgaste de microestructuras más groseras[13]. Esto se explica porque el uso de un lubricante reduce el agrietamiento y el arranque delas partículas de silicio. Se logra así una alta proporción de partículas de silicio en lasuperficie del cilindro que dada su extrema dureza, reducen los niveles de desgaste. Estehecho demuestra, una vez más, la necesidad de conocer las condiciones concretas de desgastea las que se someterá el material para realizar una elección correcta del mismo.
4.2. Condición "2"La velocidad del disco empleada en este caso hizo que el tiempo de ensayo fuera cuatro
veces inferior al de la condición "1". El menor coeficiente de desgaste observado en estacondición de ensayo es consecuencia de la mayor velocidad del disco. Esta mayor velocidaddel disco aumenta la temperatura en la superficie de contacto que a su vez provoca unablandamiento y una efectividad mayor de los elementos lubricantes del disco. Estasuposición se ve corroborada por la disminución del coeficiente de fricción que se produce enesta condición de ensayo.
El análisis del polvo proveniente del desgaste tan sólo muestra la presencia de partículasde reducido tamaño provenientes del desgaste oxidativo. En el caso de la aleación C, quetiene un desgaste muy superior al resto, se encontraron algunas partículas de mayor tamañojunto con fragmentos de silicio. El análisis de los cilindros de esta aleación tras los ensayos,revela la presencia de un gran número de partículas de silicio fracturadas en la superficie(Figura 9).
20µm
Figura 9. Fractura de las partículas de silicio en la superficie del cilindro. Aleación Censayada en la condición "2".
VIII Congreso Nacional de Propiedades Mecánicas de Sólidos
363
El choque entre las partículas abrasivas del disco y las partículas masivas de silicio delcilindro a esta velocidad, causa la fractura de estas últimas dada su extrema fragilidad. Losfragmentos de estas partículas rompen la capa de oxido, dañando la superficie del cilindro ycausando un desgaste acelerado del material. Un fenómeno similar ha sido observado en unaaleación reforzada con partículas de carburo de silicio ensayada contra un disco de freno [18].La fractura de las partículas de silicio en el resto de las aleaciones es mucho menos frecuenteporque la probabilidad de fractura de las partículas de silicio es directamente proporcional asu tamaño, de acuerdo con las estadísticas de Weibull.
5. CONCLUSIONESTanto la composición química como la ruta de procesado de las aleaciones estudiadas
afectan fuertemente el desgaste. Con la velocidad del disco más lenta (0.089m/s) la diferenciaen el coeficiente de desgaste entre aleaciones llega a ser hasta de un orden de magnitud. Tantoel desgaste total como la diferencia en la resistencia al desgaste de las aleaciones se minimizaal subir la velocidad del disco a 0.356m/s. Esta reducción en el nivel de desgaste, puede estarprovocada por la mayor eficacia de las sustancias lubricantes del disco a esta velocidad ytambién por la menor duración del ensayo.
La adición de cobre y de silicio en el rango de composiciones estudiado, reducen eldesgaste de forma importante sobre todo en la condición "1" (velocidad del disco 0.089m/s).La reducción en el desgaste es consecuencia del retraso de la transición en el mecanismo dedesgaste con la adición de estos elementos.
La microestructura del material tixoconformado ofrece una óptima resistencia aldesgaste en ambas condiciones de ensayo, incluso sin emplear tratamiento térmico alguno.
6. AGRADECIMIENTOSEste trabajo forma parte de un proyecto de investigación realizado dentro del programa
BRITE/EURAM, proyecto: BE96 3652, contrato: BRPR CT96 0284. Se agradece la ayudaproporcionada por los socios del proyecto. L. Lasa agradece el apoyo dado por el GobiernoVasco mediante una beca de investigación. Los autores también quieren agradecen al CICYT(proyecto MAT97-1672-CE) por la financiación parcial del proyecto.
7. REFERENCIAS
1 ASM Specialty handbook: Aluminum and Aluminum alloys, J. R. Davies, Ohio. 623-638(1993).2 T.T. Long, T. Nishimura, T.Aisaka, M. Morita. Wear resistance of Al-Si alloys andaluminum matrix composites, JIM, vol. 32, 2, 181-188, 1991.3 J.L. Roberge, B. Lalanne de Haut, M. Richard, Proprietes tribologiques et usinabilite desalliages aluminium silicium hypereutectiques, Fonderie-fondeur d´aujourd´hui, 178, 39-47,(1998).4 J. Clarke and A.D. Sarkar, Wear characterization of as-cast binary aluminum-silicon alloys,Wear, vol. 54, 7-16, 1979.5 P.K. Rohatgi, Y. Riu and S. Ray, Friction, lubrication and wear technology, ASMhandbook. ASM International, Metals Park, OH, 1992.6 A.T. Alpas and J. Zhang, Effect of microstructure (particulate size and volume fraction) andcounterface material on the sliding wear resistance of particulate-reinforced aluminum matrixcomposites, Metall. Trans. 25A, 969-983, (1994).7 A. Wang and H.J. Rack, Transition wear behavior of SiC-particulate- and SiC-whisker-reinforced 7091 Al metal matrix composites, Mater. Sci. Eng. A147, 211-224, (1991).
Lasa y Rodriguez Ibabe
364
8 J. Zhang and A.T. Alpas, Wear regimes and transitions in Al2O3 particulate-reinforcedaluminum alloys, Mater. Sci. Eng. A161, 273-284, (1993).9 EU-BRITE-EURAM programme Proposal No. BE96-3652 final report (2000).10 P. Kapranos, D. H. Kirkwood, H.V. Atkinson J. T. Rheinlander, J. J. Bentzen, P. T. Toft,C. P. Debel, G. Laslaz, L. Maenner, S. Blais, J.M. Rodriguez-Ibabe, L. Lasa, P. Giordano andG. Chiarmetta, Development of hypereutectic aluminium alloys for thixoforming based on theA390 composition, Int. Conf. Semi-solid processing of alloys and composites. Torino. pp741-746 (2000).11 I. Sallit, C. Richard, R. Adam, F. Robbe-Valloire, Characterization methodology of atribological couple: metal matrix composite/brake pad, Mat. Charac., 40, 169-188, (1998).12 S.C. Lim, M.F. Ashby, Wear mechanism maps, Acta metall., vol. 35,1, 1-24, (1987).13 F. A. Davis and T. S. Eyre, The effect of silicon content and morphology on the wear ofaluminium-silicon alloys under dry and lubricated sliding conditions, Tribo. Int. 27, 171-181,(1994).14 Md. A. Islam, A. S. M. A. Haseeb, A comparative wear study on heat-treated aluminium-lithium alloy and pure aluminium, Mater. Sci. Eng. A268, 104-108, (1999).15 EU-BRITE-EURAM programme project BREU 0129-C, final report (1995).16 H. Yoon, T. Sheiretov, C. Cusano, Scuffing behaviour of 390 aluminum against steelunder starved lubrication conditions, Wear 237, 163-175, (2000).17 S.C. Lim, M. Gupta, Y.F. Leng and E.J. Lavernia, Wear of spray-deposited hypereutecticaluminium-silicon alloy, J. Mater. Proc. Tech. 63, 865-870, (1997).18 G. J. Howella and A. Balla, Dry sliding wear of particulate-reinforced aluminium alloysagainst automobile friction materials, Wear, vol. 182, 379-390, (1995).