Dispensa competa del corso

Metallurgia e Materiali non Metallici
Metallurgia e Materiali non
Metallici
Dispensa ufficiale del Corso
Lezioni del corso del prof. Fabrizio
D'Errico tenute al Politecnico di
Milano
A cura del docente con la collaborazione degli studenti G.Toso
e G.Vedovati
___
La presente dispensa fa parte del materiale didattico distribuito sul website del corso. Non è permessa la vendita
ne la riproduzione oltre gli scopi didattici e della preparazione all’esame degli studenti del corso.
Modalità d'esame
Modalità di esame
Le modalità di esame sono comuni a tutti gli insegnamenti di Metallurgia e materiali non
metallici (7 CFU – 1° anno Laurea).
L’esame, come da modalità condivise, è suddiviso in due parti (parte A e parte B):
PARTE A
La parte A consta di 16 domande a risposta multipla (3 risposte possibili, di cui una corretta
e due errate).
Punteggio: per ogni domanda corretta +2 punti; per ogni domanda non risposta 0 punti; per
ogni domanda errata - 1 punto.
Amissione alla parte B: per poter accedere alla parte B, lo studente deve totalizzare almeno
16 punti (=16/30) nella parte A. Al temine della prova vi saranno le correzioni della parte A
per consentire l’autovalutazione da parte dell’allievo.
Il risultato della parte A viene registrato dal docente e tenuto da parte perché collabora alla
composizione del VOTO FINALE. Voto finale VF è dato dalla formula: VF = 0,4*A + 0,6*B
dove A e B sono le votazioni totalizzate nelle due parti.
Il tempo a disposizione per rispondere alle 16 domande è di 20 minuti.
Un esempio di parte A è disponibile al sito Beep del corso Metallurgia e Materiali non
Metallici del docente, alla pagina:
Materiale Didattico/ Regolamento d'esame del corso docente
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PARTE B
La parte B consta di tre esercizi ed una domanda che può vertere su Polimeri o CeramiciVetri.
Per la piena sufficienza, la valutazione della parte B deve essere almeno di 18/30.
Un esempio di parte A è disponibile al sito Beep del corso Metallurgia e Materiali non
Metallici del docente, alla pagina:
Materiale Didattico/ Regolamento d'esame del corso docente
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REGOLE SPECIALI per pre-appello
Le seguenti regole valgono soltanto per l'eventuale preappello deciso dal docente.
•
La PARTE A, se superata con voto sufficiente ( >16/30, in accordo con le regole
standard) avrà validità fino alla sessione di settembre;
•
•
•
Nella correzione della Parte A vengono tollerati con punteggio nullo fino a 2 errori (a
differenza delle regole standard che prevedono invece per due errori commessi una
penalizzazione pari a: -0.5*2=-1 punto);
La PARTE B, se superata con voto sufficiente (>18/30, in accordo con le regole
standard) avrà validità fino alla sessione di settembre;
Il punteggio complessivo della PARTE B per il preappello è di 34/30, invece che 30/30
in accordo con le regole standard.
Introduzione
Introduzione
La metallurgia è lo studio dei metalli che partendo da un punto di vista della fisico della
materia (metallurgia fisica) permette di interpretare le correlazioni esistenti tra le
microstrutture dei metalli e le proprietà del materiale; studia inoltre le tecniche ed i metodi
attraverso i quali poter governare - durante tutte le fasi produttive - l'evoluzione delle
microstrutture in modo che vengano sviluppate quelle più idonee allo scopo, quale ad
esempio incrementare le caratteristiche di resistenza oppure, all'opposto, aumentare la
capacità di "cedere" e deformarsi plasticamente sotto l'imposizione di bassi carichi, come
accade ad esempio nello stampaggio a freddo della lamiera impiegata per la produzione
della carcassa esterna di un elettrodomestico o della portiera di un'auto.
Nel nostro corso ci concentreremo quasi ed esclusivamente sui metalli, mentre la parte
conclusiva del corso verrà dedicata ad una introduzione sui materiali polimerici
(comunemente detti plastiche) e i materiali ceramici.
Partiremo dalla struttura atomica dei metalli, studiandone la "architettura" allo stato solido.
Questa branca della metallurgia, poiché si dedica a studiarne la struttura e darne una
spiegazione fisica, prende comunemente il nome di metallurgia fisica. Per comprendere
come si combinano gli atomi di un metallo (e successivamente quelli di diversa specie
presenti in una lega metallica) allo stato solido giova partire da come essi si comportino
quando il metallo è allo stato liquido. Per facilità, d'ora in poi ci riferiremo al caso più
semplice di metalli puri, ovverosia atomi della stessa specie chimica.
La solidificazione dei metalli
Consideriamo un crogiolo contenente del metallo liquido che raffreddiamo lentamente. Gli
atomi del metallo allo stato liquido si muovono più o meno liberamente e caoticamente: per
analogia, basti pensare a quanto accade per le molecole di acqua nel loro passaggio di stato
da vapore a liquido (e viceversa). È noto che le molecole di acqua allo stato liquido sono
legate dal particolare legame ad idrogeno, un legame a bassa energia che si instaura tra i
dipoli elettrici (positivo e negativo) della molecola di H2O. Questo legame è sì debole, ma
data la bassa energia cinetica posseduta dalle molecole dell'acqua a temperatura ambiente,
è in grado di durare per un certo tempo. Statisticamente e in modo random, le molecole di
H2O rompono e riformano questo legame tra loro continuamente, così da permettere da un
lato all'acqua di assumere stato di aggregazione con "forma libera" ma soggetta alla forza
gravitazionale (i.e. stato liquido), ma dall'altro l'energia cinetica posseduta dalla singola
molecola di H2O non è sufficiente a mantenere a lungo separata la singola molecola dalle
altre e farla fluttuare liberamente in aria (i.e. stato di vapore). Va da se quindi che,
allorquando noi imponiamo un aumento della temperatura dell'acqua fino a portarci a
100°C (per l'acqua pura), progressivamente stiamo aumentando l'energia cinetica delle
molecole di acqua; l'incremento di energia cinetica significa un incremento della loro
vibrazione che porta due molecole a distanziarsi oltre una distanza limite entro la quale le
(basse) forze di legame elettrostatico possono agire ed instaurare il legame di natura
elettrostatica tipico della molecola dipolo elettrico dell'acqua. Il risultato dell'aumento di
temperatura quindi è quello di permettere la rottura dei legami ad idrogeno e impedirne la
loro formazione, conferendo alle molecole di H2O energia di movimento sufficiente a
distaccarsi dal pelo libero dell'acqua allo stato liquido e fluttuare liberamente nell'aria
(almeno finché non perderanno energia cinetica e quindi ritorneranno allo stato di liquido).
Se operiamo in direzione opposta a partire dalla temperatura ambiente, ovverosia
diminuendo la temperatura del liquido fino ad arrivare agli 0°C (per l'acqua pura), è
esperienza comune osservare che l'acqua contenuta nel contenitore inizierà a trasformarsi
da liquido a solido, cioè inizierà a "ghiacciare". In gergo ciò che si sta verificando allo stato
fisico è ancora una volta una progressiva diminuzione dell'energia cinetica delle molecole
contenute nell'acqua allo stato liquido; esse iniziano ad avvicinarsi fino ad instaurare un
legame più forte e strutturarsi (normalmente) in una forma a reticolo cristallino esagonale.
Abbassando ancora la temperatura, l'acqua non subisce più alcuna modifica di stato di
aggregazione, rimane cioè allo stato solido, ma la vibrazione delle molecole diminuisce
sempre di più finché si raggiunge agli 0 gradi kelvin (i.e. temperatura dello zero assoluto)
una condizione di totale assenza di moto delle molecole (o atomi nel caso dei metalli).
Per quanto riguarda i metalli considereremo solo i due stati possibile ovvero lo stato solido e
lo stato liquido perché per vaporizzare un vapore ci vogliono temperature e pressioni molto
alte e non è parte trattata in questo corso.
Applichiamo ad un metallo questi principi generali della materia, ovverosia la correlazione
esistente tra aumento della temperatura e aumento della energia vibrazionale delle
molecole (atomi, nel caso dei metalli). Quando un metallo si trova nel suo stato di
aggregazione liquido, significa che i suoi atomi sono in continuo e "pseudo-libero"
movimento (vedi Fig.1 e Fig.2): parliamo di pseudo-libero perché non dispongono di energia
cinetica sufficiente a fluttuare liberamente nell'aria (in questo caso parleremmo di metallo
allo stato sublimato o vaporizzato; a pressione atmosferica i metalli sono al massimo allo
stato liquido). Ciò di fatto è quanto avviene, per analogia, nell'acqua che si trova ad esempio
nello stato liquido, dove le singole molecole si "staccano" e "riattaccano" caoticamente tra
loro, per via della rottura e riformazione continua di legami ad idrogeno. Abbassando la
temperatura, anche l'energia cinetica diminuisce, e piano piano gli atomi si trovano in un
certo istante di tempo in posizioni ravvicinate al punto tale che due atomi sentono
attrazione tra loro, che risulterà stabile proprio per il fatto che essi possiedono ora energia
cinetica limitata, no sufficiente cioè ad allontanarli da questa reciproca posizione stabile.
Fig.1 - Rappresentazione schematica delle forze di attrazione Coulombiana nel caso di stato solido (a) e stato
liquido (b).
Fig.2 - Rappresentazione dello stato liquido del metallo. Gli atomi possiedono elevate energia cinetica, tale che in
media in un intervallo piccolo di tempo non è permessa la formazione di alcun legame (legame metallico, per la
precisione) stabile di attrazione reciproca. Si noti in figura (a) che nell’istante di tempo raffigurato i due atomi A
e B sono riusciti effettivamente ad instaurare un legame reciproco, perché la loro distanza è risultata
causalmente sufficientemente ridotta perché essi sentano reciproca attrazione elettrica tra i nuclei positivi di un
atomo e gli elettroni negativi dell’altro, secondo lo schema di base del legame stabile tra due atomi (vedi Fig.1b).
Tuttavia l’energia cinetica posseduta da A e B è troppo elevata ancora per «trattenere» in posizione stabile di
legame A e B che nel successivo istante di tempo (vedi (b)) si rompe. Se abbassiamo la temperatura, l’energia
cinetica degli atomi diminuisce: nello schema di figura (c) accade quindi che 4 atomi si trovano casualmente in
posizioni tali da sentire attrazione reciproca (vedi schema di Fig.1a) e riescono a costruire un «edificio» stabile,
allo stato solido. Si parla in tal caso di germe o nucleo di solidificazione. Si noti come altri atomi sono ancora
troppo «mobili» per poter attaccarsi all’edifico costruito dai 4 atomi o costruirne uno nuovo. Siamo cioè in fase
di solidificazione, con parte della materia solida e parte ancora liquida.
Legame metallico: consiste nella
condivisione di tutti gli elettroni di
valenza che formano una "nuvola
elettronica" intorno agli atomi.
Microstruttura (dei metalli): struttura
microscopica del metallo, come appare
al microscopio (in opposizione al
concetto di macrostruttura, cioè
quanto osservabile limitatamente ad
occhio nudo) un metallo allo stato
solido; cioè come appare la struttura
del metallo in base all'osservazione di
un microscopio (ottico o elettronico a
scansione, SEM) frutto della
disposizione ordinata degli atomi in
configurazione spaziale ben ordinata e
prestabilita (i.e. reticolo cristallino,
vedi dopo).
Crogiolo: bicchiere contente il metallo
liquido
Metalli puri
Un metallo puro è un elemento di
specie chimica della tavola periodica
caratterizzato da:
•
Conducibilità elettrica e termica
•
Opacità
•
Duttilità e malleabilità
•
Lucentezza
I metalli sono caratterizzati dal legame
metallico (gli elettroni possono
spostarsi da un atomo all’altro).
Si parla di metallo soltanto se ci si
riferisce all’elemento puro (almeno
purezza industriale).
Lega metallica
Costituita da un metallo con aggiunte
di altri elementi. Esistono leghe
binarie, ternarie, quaternarie, ecc.
rispettivamente costituite da 1 metallo
base più aggiunte di 1, 2, 3, ecc.
elementi di lega.
Sono considerati elementi di lega solo
quelli volutamente aggiunti,
indipendentemente dalla quantità.
Le impurezze (sostanze dannose
presenti involontariamente) derivano
invece dalle materie prime impiegate
nel ciclo di fabbricazione della lega e/o
dai processi a cui il materiale è
sottoposto prima di entrare in uso.
In generale, come si vedrà più avanti,
Come già discusso per l'acqua, anche in questo caso il metallo passa
dallo stato liquido allo stato solido: ciò non vuol dire che gli atomi si
sono "fermati" sulle proprie posizioni. Essi continueranno a vibrare (e
questo è "sintomatico" della temperatura di un corpo) almeno finché la
temperatura rimane al di sopra dello 0 assoluto (i.e. 0 gradi Kelvin). Al
di sotto della temperatura cui avviene il passaggio da liquido a solido,
definita temperatura di solidificazione del metallo, diventa quindi
probabile e "fattibile" la creazione di legami metallici che daranno vita
ad un solido metallico.
Questa nuvola elettronica caratterizza l'alta conduzione elettrica e
termica dei metalli: questo perché quando una parte di una lamina
viene messa a contatto con un corpo più caldo gli atomi metallici del
nostro pezzo in corrispondenza della faccia calda iniziano a vibrare e
prendere energia, energia che grazie alla nuvola elettronica viene
trasferita agli atomi sempre più vicini che iniziano a vibrare anch'essi,
trasmettendo così il calore. Nel caso della conduzione elettrica se noi
poniamo un potenziale negativo e uno positivo da una parte all'altra
della nostra barra metallica la nuvola elettronica tende a spostarsi
attraverso un moto ordinato di elettroni che poi noi chiamiamo
elettricità].
Stato Solido
Riprendendo lo schema di fig.2c, sappiamo che quando inizia il raffreddamento,
incominciano a formarsi dei germi di solidificazione (o nuclei di solidificazione), distribuiti in
maniera casuale. Ma mano che sottraiamo calore (i.e. raffreddiamo) la solidificazione
procede: molti atomi inizieranno a ridurre la loro energia cinetica al punto che saranno in
grado di:
a. Legarsi ad un edificio cristallino già costruito, cioè andranno ad aumentare l'area (il
volume, ragionando ovviamente per il caso reale; noi adotteremo lo schema
bidimensionale per semplicità di raffigurazione) dei nuclei solidi appena costruiti; si
parla in questo caso di ACCRESCIMENTO dell'edificio cristallino;
b. Costruire nuovi germi solidi, cioè gli atomi iniziano ad "edificare" nuovi nuclei di
metallo solido, che a loro volta, man mano che sottraiamo calore, tenderanno ad
accrescersi.
Il fenomeno combinato a) e b) identifica come di fatto procede una solidificazione di un
metallo, ovverosia per NUCLEAZIONE (b) ed ACCRESCIMENTO (a).
Ad un certo momento l’accrescimento dei nuclei diversi interferisce reciprocamente (vedi
Fig.3), il liquido si esaurisce e si creano naturalmente dei confini tra gli edifici cristallini (gli
edifici sono raffigurati in Fig.3 con dei quadratini) che si sono accresciuti lungo diverse
direzioni (dettaglio di Fig.3c). In altre parole, i diversi nuclei che si sono accresciuti
separatamente lo fanno lungo direzioni diverse; è infatti del tutto improbabile avere due
nuclei sospesi nella massa liquida e vicini tra loro che si accrescono perfettamente lungo le
stesse direzioni. All'edificio cristallino che si è accresciuto lungo una sua particolare
direzione solidificando la massa liquida intorno si da il nome di grano cristallino del metallo,
o semplicemente grano. Il bordo di confine tra un grano cristallino e l'altro (Fig.3c) è detto
bordo di grano.
Fig.3 - Schema della fenomeno di nucleazione ed accrescimento degli edifici cristallini del metallo solido: a)
nuclei in formazione; b) accrescimento dei nuclei; c) il liquido è scomparso, tutta la massa metallica è diventata
solida. Si noti nel dettaglio di ingrandimento a sinistra che gli edifici accresciutisi lungo 4 diverse direzioni
"urtano" l'uno contro l'altro. Gli edifici solidi accresciutisi con diversa direzione prendono il nome di grano
cristallino, o semplicemente grano. Si noti come in alcuni punti (rossi), i 4 diversi grani cristallini mettono in
condivisione i propri atomi. Questi punti di contatto tra i diversi grani permettono alla massa solida di rimanere
"unita". Sono i bordi di grano, visibili nello schema di figura (d) che rappresenta la ( c) ma a basso ingrandimento.
SISTEMI CRISTALLOGRAFICI
Come abbiamo visto, i metalli allo stato solido edificano reticoli cristallini, cioè i propri atomi
si organizzano in strutture ordinate e precise. Ogni metallo possiede il suo reticolo
cristallino; alcuni metalli hanno edifici simili, ma cambiano le dimensioni, perché ad esempio
cambia di metallo in metallo il raggio atomico, la forza di attrazione (che influenza la
distanza di legame stabile, e quindi la distanza nello spazio tra atomo e atomo).
I reticoli cristallini noti sono di diversa natura e sono tutti raffigurati in Fig.4. Per quanto
riguarda questo corso, ci interesseremo particolarmente ai 4 reticoli evidenziati in figura 4.
Fig. 4 - Possibili reticoli cristallografici della materia solida.
In realtà il primo reticolo, quello cubico semplice, non appartiene ai metalli che studieremo
in questo corso (ferro, per lo studio degli acciai e ghise, ed alluminio). Ma essendo la sua
rappresentazione grafica particolarmente semplice lo useremo per spiegare alcuni principi
di base della struttura e comportamento dei metalli.
Ci soffermiamo per ora su due reticoli in particolare, il Cubico Facce Centrate (o in acronimo
CFC) e il Cubico Corpo Centrato (in acronimo, CCC).
La struttura di base di un CFC (Cubico Facce Centrate) è un cubo, appunto, con ai vertici gli
atomi del metallo in questione e con un atomo della stessa specie al centro di ciascuna
faccia del cubo. La fig.5 mostra la raffigurazione schematica del CFC, Fig.5a, e quella più
realistica nello spazio, dove i effetti le orbite esterne degli atomi (raffigurati come sfere)
raggiungono la minima distanza possibile, senza ovviamente compenetrarsi. Per
comprenderne la reale configurazione, basta immaginare di partire dalla configurazione in
fig.5a e compattare il più possibile il cubo finché le sfere non iniziano a entrare in contatto
reciproco.
Si noti come gli atomi nello schema di Fig.5b sono "tagliati" opportunamente di modo che
ogni porzione lasciata nella figura sia effettivamente una porzione di completa pertinenza
del reticolo unitario. Essendo infatti i reticoli unitari nella configurazione spaziale (fig.5c)
attaccati gli uni con gli altri all'interno del medesimo grano, ogni atomo di spigolo
appartiene contemporaneamente a 8 celle unitarie, dunque soltanto 1/8 è di pertinenza del
reticolo unitario. Stesso ragionamento si applica per i restanti atomi, quelli presenti sulle
facce laterali del cubo, per i quali soltanto metà appartiene completamente al reticolo
unitario. Questo porta a calcolare come pari a 4 (=1/8 atomo x 8 spigoli + 1/2 atomo x 6
facce) il numero di numero di atomi effettivi presenti all'interno della cella unitaria di CFC.
Il piano a maggiore densità atomica (cioè quello che contiene più atomi nell'edifico di base)
è il piano Il piano a maggiore densità atomica è quello che interseca i 3 assi (Fig.6).
Fig. 5- Configurazione del reticolo CFC: a) raffigurazione schematica, b) raffigurazione realistica dell'edificio
cristallino; c) porzione di grano cristallino nello spazio.
Fig. 6 - Piano a massima densità atomica del CFC.
La struttura di base di un CCC (Cubico Corpo Centrato) è anche in questo caso un cubo che
possiede, oltre agli atomi ai vertici del cubo, un singolo atomo della stessa specie al centro
del cubo. Si veda la raffigurazione schematica in Fig.7. Applicando allo schema di Fig.7b lo
stesso ragionamento fatto per il reticolo CFC è possibile calcolare il numero effettivo di
atomi appartenenti alla singola cella unitaria: è pari a 2 (= 1/8 atomo x 8 spigoli + 1 atomo
centrale ) il numero di atomi effettivi presenti all'interno della cella unitaria di CCC.
Il piano a maggiore densità atomica di questa tipologia di reticolo cristallografico è quello
diagonale, come raffigurato in Fig.7.
Fig.7 - Configurazione del reticolo CCC: a) raffigurazione schematica, b) raffigurazione realistica dell'edificio
cristallino; c) porzione di grano cristallino nello spazio.
Fig. 8 - Piano a massima densità atomica del CFC.
All'interno di tutti i reticoli cristallini che vanno a collegarsi l'uno con l'altro per formare il
grano cristallino del metallo solidificato rimangono degli spazi vuoti; questi sono ben visibili
nello schema tridimensionale del reticolo unitario CFC e CCC riportati nelle due figure 5b e la
Fig.7b. Ogni reticolo, in base alla sua conformazione, ha dunque i propri liberi che in gergo
vengono definiti siti interstiziali. Cambiando la struttura reticolare, i siti interstiziali
cambiano in termini di localizzazione (vedi Fig.8) e volume disponibile (il volume per la
verità cambia di molto anche in base all'aumento i temperatura, vedi nota a lato sui siti
interstiziali).
Fig. 8 - Siti interstiziali di diversi reticoli; da sinistra verso destra: a reticolo semplice, reticolo cubico corpo
centrato (l'acronimo BCC è in Inglese e sta per Body-Centered Cubic ); reticolo cubico facce centrate (l'acronimo
FCC sta per Face-Centered Cubic).
Rappresentazione semplificata del reticolo cristallografico
Ai fini di semplificare la trattazione nei successivi paragrafi, si farà principalmente
riferimento allo schema bi-dimensionale del reticolo di un metallo, partendo dal reticolo più
semplice in assoluto, ovverosia il cubico semplice. Anche se questo reticolo non ha riscontro
nei metalli che si studieranno più avanti in questo corso, come anticipato esso è di estrema
comodità per introdurre i concetti di base che seguono.
Quindi rappresentiamo una porzione di un grano cristallino in ambiente 2-D invece che 3-D.
Basta semplicemente immaginare di proiettare su di un piano (piano cristallografico) il
reticolo che desideriamo studiare (vedi fig.9).
Fig.9 - Schema semplificato di un reticolo cristallino.
.
Siti interstiziali: Spazi lasciati liberi
all'interno di uno specifico reticolo
cristallino della struttura allo stato
solido. La loro localizzazione dipende
dalla struttura cristallografica; la loro
dimensione è fortemente influenzata
dalla stessa disposizione degli atomi
nel reticolo (fig.A), dal raggio
atomico della specie chimica che
costituisce il reticolo di base e
soprattutto
dalla
temperatura.
Aumentando la temperatura - e
rimanendo al di sotto della
temperatura di fusione - la
vibrazione
degli
atomi
che
costituiscono il reticolo aumenta,
facendo così aumentare anche la
distanza media di equilibrio tra un
atomo e quello ad esso collegato nel
reticolo cristallino. Di fatto l'effetto
dell'aumento della vibrazione degli
atomi all'interno del reticolo si
traduce a livello macroscopico con la
ben nota dilatazione del metallo man
mano esso viene scaldato. L'effetto
del maggior volume occupato dal
reticolo ad alta T si ripercuote anche
sui siti interstiziali che diventano
sempre più ampi, dato che gli atomi
vibrano sul posto a distanze
interatomiche maggiori.
Fig. A - Variazione degli spazi interni
del reticolo al solo variare della
struttura cristallografica, a parità di
temperatura e raggio atomico della
specie chimica
Difetti reticolari di punto e di linea
Finora abbiamo supposto gli atomi disposti in maniera perfettamente
regolare. Ma i reticoli in realtà non sono composti veramente in questo
modo, poiché solo in un caso ideale tutti gli atomi sono sempre al
posto corretto del reticolo di base.
In generale, la disposizione non corretta di atomi all'interno del reticolo
di base viene identificata con il termine di difetto reticolare. La errata
posizione che gli atomi assumono è figlia di velocità di solidificazione
elevate, cioè quelle che tipicamente sono impiegate nei processi di
fusione industriali. In sostanza ciò che accade è che, in accordo sempre
con lo schema di solidificazione rappresentato in Fig.3, gli atomi non
hanno il tempo di mettersi tutti nelle posizioni corrette.
A mero titolo di esempio, potrebbe accadere che in un reticolo CCC un
atomo non si dispone correttamente al centro del cubo, ma rimane in
posizione sbagliata all'interno della faccia superiore del suo reticolo
gemello accanto.
Fig.10 - Possibile difetto generato dalla posizione errata occupata dall'atomo centrale
del reticolo CCC di destra.
Questo appena descritto si chiama difetto reticolare di punto perché
crea una errata disposizione di un atomo in un punto; per la precisione,
nell'esempio di figura 10, sono due le posizioni non corrette, una
realizzata dalla mancanza dell'atomo centrale, l'altra realizzata per
l'inclusione di un atomo all'interno di un interstizio del reticolo ccc.
In generale possiamo classificare i difetti reticolari di punto secondo le
seguenti tipologie (vedi Fig.11):
Vacanza reticolare: posizione vacante;
Atomo interstiziale: posizione interstiziale di un reticolo, che
dovrebbe quindi essere libera, che viene occupata da un altro atomo.
•
•
Fig.11 - Difetti reticolari di punto: a) vacanza reticolare, b) atomo interstiziale.
Nel caso di leghe metalliche, cioè con reticoli costituiti da atomi di una specie con delle
aggiunte di atomi di un'altra specie chimica (ad esempio: lega oro e argento, Au-Ag; lega di
ferro Fe e carbonio C, noma come acciaio, etc.), l'atomo aggiunto può avere dimensioni di
raggio atomico minore o maggiore rispetto il raggio atomico della specie che lo ospita
all'interno del proprio reticolo. In tal caso il reticolo subirà delle distorsioni locali maggiori o
minori, come mostrato in fig. 12.
Fig.12 - Riepilogo dei difetti reticolari di punto di leghe metalliche: a) vacanza reticolare; b) atomo interstiziale di
piccolo raggio (caso frequente in leghe metalliche con aggiunte di specie chimiche con raggio atomico molto
inferiore rispetto il raggio atomico della specie ospitante) ; c) atomo sostituzionale di piccole dimensioni; d)
atomo sostituzionale di dimensioni maggiori di quelle della specie ospitante.
DIFETTI RETICOLARI DI LINEA
Dislocazione: tipo di
difetto di linea di un
reticolo
cristallografico
che
consiste
nella
mancanza
di
un
semipiano
cristallografico.
Immaginiamo ora di prendere un libro chiuso. Le singole pagine le possiamo
immaginare come i diversi piani cristallografici, perfetti come nel caso di reticolo
ideale dal quale a breve però ci discosteremo. Ora apriamo il libro, ne pieghiamo
una pagina e la tagliamo: richiudendolo e sfruttando l'analogia tra pagina del libro e
"foglio" di atomi, cioè il piano cristallografico, otteniamo ciò che viene definito
come difetto di linea; ovverosia, generiamo una mancanza ripetuta di atomi lungo
una intera fila di atomi, e come questa, anche tutte le file mancanti al di sotto di
essa (vedi Fig.13). Dunque non possiamo più parlare di difetti tipo vacanza di punto,
essendo i punti di vacanza tanti ed allineati. Questa tipologia di difetti ricade
dunque in una nuova categoria, detta difetti di linea o in gergo "dislocazione". In
figura 13 è mostrata la linea di dislocazione (o semplicemente, dislocazione),
simboleggiata anche in modo convenzionale con il simbolo "⊥".
Fig.13 - Rappresentazione schematica di una dislocazione: esempio della pagina tagliata, analogia con
un piano dislocativo.
Le dislocazioni, vedremo nella prossima sezione rivestono un ruolo fondamentale
nei micromeccanismi di deformazione plastica dei metalli.
Introduzione alle sollecitazioni meccaniche nei
corpi solidi
In ingegneria con forza si identifica una azione meccanica esterna applicata ad un
componente. Essa è misurata in Newton nel Sistema Internazionale. Le forze applicate al
componente ne producono la sua sollecitazione meccanica. Lo stato di sollecitazione è
dunque il risultato della applicazione di forze esterne. Le sollecitazioni meccaniche semplici
che riconosciamo applicabili ad un corpo (semplici perché esse possono anche agire
simultaneamente; si parlerebbe in tal caso di sollecitazione composta) sono schematizzate
in Fig.13:
• Sollecitazione assiale di trazione o compressione; agisce lungo l'asse del corpo,
trazionandolo o comprimendolo;
• Sollecitazione di taglio, che agisce come risultante tra due forze contrapposte assiali e
disassate tra loro;
• Sollecitazione di torsione, che attraverso un braccio, applica sul corpo una azione di
torsione lungo il suo asse longitudinale.
• Sollecitazione a flessione, tipica della applicazione forza all'estremità su di una
mensola incastrata;
Fig.13 - Tipi di sollecitazione semplici.
Quando però si vuole considerare la risposta del materiale che costituisce il componente
sollecitato dall'esterno, bisogna necessariamente riferirsi alla forza per unità di superficie
interna sulla quale la forza esterna si trasmette. Vediamo un esempio.
Consideriamo la sollecitazione più semplice in assoluto che possiamo applicare ad un
provino cilindrico di un dato materiale, ovverosia quella di trazione (vedi Fig. 13, a sinistra).
Riportiamo lo stesso schema di carico applicato in Fig.14 nel caso della trazione di un
provino cilindrico, ma questa volta siamo interessati a verificare come la forza totale
applicata sulle teste alta e bassa del provino di tramette all'interno del materiale. Lo schema
che ci interessa è quindi riportato in fig.15. Una qualsiasi superficie ortogonale all'asse del
provino, ovverossia ortogonale alla direzione assiale della forza F applicata agli estremi del
provino, viene internamente sollecitata per ogni suo millimetro quadrato con una serie di
vettori la cui somma da ovviamente il vettore F applicato dall'esterno. In altre parole, la F
esterna è la risultante della somma dei vettori che sono omogeneamente distribuiti sulla
superficie ortogonale alla direzione di applicazione della forza esterna F. Al vettore forza
per unità di superficie si da in ingegneria il nome di SFORZO, per ovviamente distinguerlo
della forza esterna applicata al componente. Le unità di misura evidentemente cambiano
(vedi Fig.14): mentre la forza esterna applicata ad un corpo nel SI è misurata in Newton, N,
lo sforzo viene misurato in N/mm2. sempre nel SI 1 N/mm2 equivale a 1MPa, pertanto gli
sforzi interni al componente sono misurati in MPa o N/mm2 indifferentemente.
Fig.14 - Definizione di sforzo di trazione, effetto della forza esterna F applicata alle teste del provino.
Se considerassimo invece lo schema di sollecitazione a compressione, vedi ancora la fig.13,
l'unica differenza rispetto lo schema di fig.14 risiederebbe nel verso del vettore F applicato
dall'esterno ed ovviamente cambierebbe anche il verso (non più verso l'altro, ma verso il
basso) dei vettori di sforzo - essi devono ovviamente rispettare sempre la condizione che, la
loro somma, deve dare come risultante un vettore F, che ha direzione, modulo e verso
propri.
Poiché nel caso di trazione o compressione gli sforzi sono entrambi di tipo assiale (i.e.
ortogonali alla superficie di sezione del provino, ortogonale a sua volta all'asse longitudinale
lungo il quale abbiamo applicato la forza esterna), in ingegneria si assegna la medesima
notazione simbolica: gli sforzi assiali sono identificati con la lettera greca σ. Poiché tuttavia
gli sforzi di trazione (vettori "uscenti" dalla superficie) hanno verso opposto rispetto quelli di
compressione (vettori "entranti" nella superficie), si distinguono gli uni dagli altri mediante
la convenzione seguente:
•
Sforzi di trazione sono a segno positivo: ad esempio 1000 N di forza esterna di
TRAZIONE applicata ad un provino cilindrico di area 10mm2, esercita su ciascuna
sezione ortogonale all'asse del provino uno sforzo di trazione pari a σ = + 100 N/mm2
(ovverosia + 100MPa);
•
Sforzi di compressione sono a segno positivo: ad esempio 1000 N di forza esterna di
COMPRESSIONE applicata ad un provino cilindrico di area 10mm2, esercita su
ciascuna sezione ortogonale all'asse del provino uno sforzo di compressione pari a σ =
100
N/mm2
(ovverosia
100MPa);
Tralasciando i casi di flessione e di torsione che verranno approfonditi in altri corsi, ci
concentriamo invece sullo schema di Fig.13 relativamente alla sollecitazione di taglio,
ovverosia due forze uguali e contrarie applicate ad un corpo in modo NON allineato e
chiediamoci come saranno distribuiti gli sforzi interni al copro; cioè: dato lo schema di carico
di taglio in fig,13, quali forze su unità di superficie si sviluppano all'interno del corpo e
soprattutto, come sono orientate? Su quale superfice agiscono?
Per rispondere alla domanda, ripetiamo quanto fatto per il caso della sollecitazione
trazione/compressione. Riferiamoci allo schema in fig.15.
Fig.15 - Definizione di sforzo di taglio, effetto delle forze esterna F applicata in modo contrapposto e non
allineato (schema di sollecitazione del corpo a TAGLIO).
Il ragionamento che si compie è il medesimo visto nel caso trazione e compressione,
soltanto che in tal caso si ottiene che le forze per unità di superficie compaiono come vettori
piccoli e tutti uguali distribuiti "sdraiati" sulla superficie cosiddetta di taglio, cioè la
superficie che separa idealmente il copro (unico) in due porzioni, superiore ed inferiore,
ciascuna delle quali viene "spinta" con forza F uguale in modulo e direzione va verso
opposto. Separiamo quindi idealmente le due porzioni mediante il piano di taglio, detto
anche piano di scorrimento (o slittamento, sono tutti sinonimi).Avendo idealmente separato
il corpo in due parti, consideriamo una "fettina" molto sottile, immaginiamo di estrarla dal
copro e valutiamo quali siano gli sforzi che agiscono sulle due superfici superiore ed
inferiore (vedi ancora schema di Fig.15). I vettori che rappresentato gli sforzi agenti su
queste due superfici opposte giacciono su di esse omogeneamente distribuiti. Il singolo
vettore sforzo di taglio nello schema di figura 15 agisce quindi su ogni millimetro quadrato
di superficie; analogamente a quanto visto per il caso degli sforzi assiali, la somma di tutti
questi vettori distribuiti sulla superficie da come risultante la forza F esterna di spinta da
sinistra verso destra. Analogamente, i vettori sforzo di taglio applicati sulla la faccia opposta,
sommati daranno come risultante la forza F esterna di spinta da destra verso sinistra.
In ingegneria si assegna il simbolo τ per identificare che si tratta di uno sforzo di taglio, per
distinguerlo quindi nettamente da uno sforzo assiale σ.
Riepilogando Sforzi interni al materiale sono misurati in forza per unità di superficie (i.e.
N/mm2 nel SI) e vengono distinti in:
sforzi assiali, di trazione e compressione, e sono identificati con la lettera greca σ, con
•
segno + e segno - per distinguere rispettivamente sforzi di trazione da sforzi di
compressione;
• sforzi di taglio sono identificati con la lettera greca τ.
Micro-meccanica della deformazione elastica e plastica nei metalli
Avendo introdotto le due tipologie di sforzi interni che si sviluppano nel materiale a seguito
di forze esterne applicate, possiamo procedere per studiare quali siano i meccanismi fisici
che un materiale metallico costituito cioè da un reticolo ordinato, mette in atto per
deformarsi elasticamente plasticamente.
Anzitutto conviene definire cosa intendiamo quando parliamo nei metalli di deformazione
elastica e plastica. Non molto differentemente dal linguaggio comune, intendiamo per
deformazione elastica una temporanea deformazione del reticolo metallico, soggetto a
carico esterno (o, identicamente, soggetto a sforzo interno per reazione al carico esterno):
no appena rimuoviamo l'azione esterna che produce la deformazione del reticolo, esso
ritorna alla sua geometria originale, come se fosse un elastico, appunto. Per meglio chiarire
il concetto, basta riferirsi allo schema di fig.16 che rappresenta una porzione di reticolo
atomico soggetto a forza di tipo assiale. Si noti che tra gli atomi il legame è rappresentato
simbolicamente con delle piccole molle, tutte uguali, data la natura identica degli atomi
(cioè consideriamo nello schema di studio il caso più semplice di porzione di reticolo
perfetto, cioè privo di difetti, con atomi tutti uguali - i.e. caso del metallo puro).
Fig.16 - a) Reticolo metallico perfetto a riposo; b) reticolo sollecitato assialmente a trazione, in analogia con lo
schema macromeccanico di carico a trazione per il provino di fig.14; c) caso della rottura dei legami per via del
superamento della forza di attrazione Coulombiana (vedi anche schema di Fig.1).
Lo schema di fig.16b spiega bene come i metalli si deformino elasticamente: applicando una
forza di trazione al reticolo perfetto del metallo puro, le "molle" rappresentative del legame
metallico si estendono; se l'azione viene rimossa, si tornerà dalla configurazione b) alla
configurazione a).
Ciò che invece lascia perplessi è lo schema in c) che, se pur logico, non rappresenta la realtà
di un metallo puro cui applichiamo un carico esterno e, tranne rari casi, non ci aspettiamo
ceda in modo repentino e fragile (cioè in assenza di marcate deformazioni osservabili a
occhio nudo). In altre parole, lo schema di rottura in c) è quello tipico di una materiale
ceramico: non appena supero un carico limite, un materiale ceramico in assenza di
deformazioni visibili, si divide nettamente in due parti.
Dunque una prima conclusione è la seguente:
• Lo schema, detto anche modello micromeccanico della deformazione elastica del
metallo, spiega bene come un reticolo metallico si deformi sotto carico applicato di
trazione in modo elastico, ovverosia variando la sua geometria (da caso a al caso b)
ma in modo reversibile; no appena cioè rimuovo il carico esterno, a mo' di elastico, il
reticolo recupera la sua originaria configurazione (da caso b torno al caso a).
• Il medesimo modello NON è però in grado di spiegare perché i metalli (puri, per la
precisione) si rompano sempre solo dopo aver subito deformazioni marcate,
permanenti e visibili. Per permanenti intendiamo che, superato un certo carico, il
metallo anche se non giunge a rottura manifesta variazioni di forma. Anche
rimuovendo il carico, queste variazioni di geometria non sono più recuperabili.
Consideriamo allora un altro schema di applicazione del carico, al fine di ricercare quale sia il
modello micromeccanico di deformazione plastica o irreversibile dei metalli. Riferiamoci allo
schema di fig.17.
Fig.17 - a) Reticolo metallico perfetto a riposo ; b) reticolo sollecitato a taglio, in analogia con lo schema
macromeccanico di carico a taglio di fig.15.
In a) il reticolo perfetto di metallo puro è in posizione di riposo. In b) applichiamo invece una
sollecitazione di taglio, in perfetta analogia con quanto fatto per un corpo solido in Fig.15.
immaginando quindi di fare evolvere lo slittamento della porzione superiore "spinta" da
sinistra verso destra, e quello della porzione di reticolo inferiore, in movimento da destra
verso sinistra perché spinta in tale direzione, il risultato dopo lo slittamento di "passo"
unitario (intendiamo per passo unitario dello slittamento lo spostamento di atomi di una
distanza pari alla distanza interatomica di equilibrio Coulombiano, vedi ancora Fig.1a) sarà
quello di Fig.17b.
Lo schema di fig.17b sarebbe in grado di ben spiegare quindi come avviene uno slittamento
irreversibile: infatti, se immaginiamo a questo punto di rimuovere le forze applicate
dall'esterno al reticolo nella configurazione b), il reticolo non può tornare alla
configurazione originaria, semplicemente perché la nuova configurazione in b) è stabile:
cioè per arrivarci, tutti gli atomi sopra e sotto la traccia del piano di slittamento hanno
rotto i propri legami originari, riformandone altri nuovi.
A questo punto dobbiamo osservare quanto segue:
• Il modello micromeccanico di taglio applicato ad un reticolo perfetto spiega
teoricamente come possa avvenire una deformazione irreversibile o anche detta
plastica), a differenza del modello in Fig.15 che è in grado solo di spiegare la
deformazione reversibile o elastica;
• Purtroppo, esso NON è ancora sufficiente a spiegare nella realtà come i metalli si
deformano permanentemente per il sol fatto che tale modello appena visto
presuppone che per appena un passo unitario di spostamento di atomi, qualche
Angstrom, sia necessario rompere tutti i legami della fila di atomi disposti lungo il
piano di slittamento. In altre parole, se il reticolo in figura 16, per semplicità,
rappresentasse un singolo grano cristallino del metallo a geometria rettangolare,
sarebbe necessaria una forza applicata al grano per rompere simultaneamente 6
legami, per far deformare di pochi Angstrom il bordo del grano! E pensando che
invece in un grano reale gli atomi da bordo a bordo del grano sono di un ordine di
grandezza di almeno 10^-5, si capirà come è impossibile sulla faccia della Terra
sviluppare forze così elevate per produrre una insignificante deformazione di un
singolo grano, di pochi Angstrom. Oppure, per converso, non è possibile attraverso
questo schema spiegare come mai i metalli si deformano plasticamente e di molto se
soggetti a forze facilmente realizzabili da macchine sviluppate dall'uomo.
Ciò che c'è di buono nel modello di Fig.17, però, è proprio lo schema di taglio: esso è
effettivamente capace di visualizzare come il reticolo possa slittare e modificarsi
permanentemente nella sua geometria.
Il segreto dei metalli è presto svelato, basta solo ricordare che un metallo NON possiede, e
per fortuna, un reticolo perfetto. Ma al suo interno vi sono molti difetti, di punto e lineari.
Qui ci interessano particolarmente quelli lineari che abbiamo chiamato dislocazioni.
All'interno del reticolo reale di grano di un metallo, vi sono diversi milioni di dislocazioni
distribuite casualmente, frutto della solidificazione con cinetiche reali che non permette di
mettere in perfetta posizione tutti gli atomi.
Dobbiamo quindi considerare sì il modello in fig.17, ma rendendolo più realistico,
inserendoci cioè una dislocazione. Rivediamo quindi lo stesso modello considerando però la
presenza di una dislocazione all'interno del reticolo. Il modello micromeccanico che ne viene
è quello mostrato in fig.18. Come si nota dallo schema di figura, dalla configurazione "1" alla
configurazione "4" la geometria del reticolo cambia (cambia la forma del perimetro
tratteggiato). Ciò è il risultato di un piano di dislocazione che, sollecitato a taglio, si è mosso
all'interno del reticolo, fuoriuscendone infine (vedi posizione "4") e provocando quindi la
deformazione irreversibile del contorno del reticolo. In altre parole, sollecitato a taglio, il
reticolo con all'interno una dislocazione risponde con il movimento (interno al reticolo
stesso) della dislocazione (ovviamente ciò può avvenire al di sopra una soglia minima di
sforzo di taglio τ caratteristica di ogni metallo).
Il tutto senza che vi sia un apporto di energia esorbitante, come nello schema di reticolo
perfetto di Fig.17. Il tutto grazie al difetto di linea di dislocazione; se non ci fossero le
dislocazioni nei metalli, questi non si deformerebbero plasticamente, ma si
comporterebbero in modo fragile.
Fig.18 - Applicazione dello schema di taglio ad un reticolo interessato da una dislocazione. La sequenza mostra
come da 1 fino a 3 la geometria esterna (linea tratteggiata) non è cambiata, ma all'interno del reticolo la
dislocazione si sta muovendo interessando un solo legame per volta. Quando essa fuoriesce, cioè arriva al bordo
di grano, la geometria del reticolo è effettivamente cambiata irreversibilmente, come già accadeva nello schema
di fig.17, ma con un solo legame per volta che viene rotto e riformato come visibile nella successione mostrata in
figura. La forza necessaria a far avanzare il piano di dislocazione è molto bassa: essa dovrà infatti soltanto
spostare l'atomo di fine dislocazione (atomo A) verso destra di una quantità appena sufficiente per far in modo
che questo senta attrazione con l'atomo in basso alla sua destra (atomo C). Non essendo infatti l'atomo A
collegato inferiormente con nessun altro atomo (è l'atomo di fine piano di dislocazione), non occorre rompere
alcun legame in questa fase. La forza che occorre è quella necessaria ad avvicinarlo quanto più possibile
all'atomo B che sta alla sua destra, di quanto basta per fare in modo che l'atomo C si avvicini al punto da sentire
attrazione reciproca. Appena l'attrazione Coulombiana sin instaura tra i due atomi A e C, viene formato un nuovo
legame, mentre contemporaneamente si rompe il legame tra C e B pre-esistente. Il risultato di questo
meccanismo ripetuto ciclicamente mentre la forza F è applicata è il passaggio dalla configurazione "1" alla
configurazione "4", dove la dislocazione è ormai fuoriuscita dal bordo di confine del reticolo, modificandone la
geometria e dunque producendo deformazione irreversibile, ma con la minima spesa di energia.
In base quindi alla presenza delle dislocazioni, del loro moto all'interno del reticolo ed in
ultimo all'effetto che tale moto produce in termini di finale variazione della forma del bordo
grano (deformazione irreversibile), se ne deve dedurre che:
a. Se le dislocazioni all'intero di un reticolo cristallino sono molto "mobili", cioè sono
attivabili con poca forza applicata al corpo dall'esterno, il materiale metallico in
questione sarà poco RESISTENTE e molto DUTTILE; per RESISTENZA intendiamo la
capacità meccanica del materiale di resistere appunto al carico senza deformarsi
plasticamente; per DUTTILITA' intendiamo l'opposto, ovverosia fatti la proprietà di un
materiale di deformarsi molto in modo plastico sotto bassi carichi realizzando cioè
grandi deformazioni permanenti del reticolo;
b. Se le dislocazioni sono "impedite" nel loro movimento, ed all'estremo esse vengono
bloccate, pur esistendo all'interno del materiale, il risultato sarà quello di aver
raggiunto certamente un elevata RESISTENZA meccanica, ma con comportamento del
materiale di tipo FRAGILE: cioè dovrò arrivare alla condizione di rottura dei legami
atomici lungo un grano (e poi tutti gli altri lungo quel fronte di rottura) per far cedere
il metallo, senza peraltro osservare alcuna deformazione plastica dall'esterno (i.e. le
dislocazioni non possono muoversi).
In base a quanto detto, in un materiale metallico distinguiamo in finzione della "mobilità"
delle dislocazioni sotto carico in:
• Comportamento DUTTILE , scarsa resistenza meccanica, alta duttilità (caso a)
• Comportamento FRAGILE, alta resistenza meccanica, scarsa duttilità (caso b);
• Comportamento TENACE, che è cioè il buon compromesso tra il caso a) e quello b):
ottima resistenza meccanica e buona duttilità.
MECCANISMI DI RAFFORZAMENTO DEI METALLI
Abbiamo quindi introdotto il concetto di metallo RESISTENTE o DUTTILE e indicato come
queste proprietà dipendano essenzialmente dalla capacità di movimento delle dislocazioni.
Tant'è vero che le due proprietà sono sempre contrapposte, nel senso che se l'una aumenta,
l'altra tendenzialmente diminuisce, proprio perché dipendono dallo stesso fenomeno: se le
dislocazioni si muovono facilmente, la DUTTILITA' aumenta, se le dislocazioni sono invece
sfavorite nel loro moto, allora la RESISTENZA meccanica aumenterà, poiché dovrò
aumentare il carico dall'esterno al fine di poterle finalmente mettere in movimento.
Ma cosa permette di impedire in un reticolo cristallino il moto delle dislocazioni? Vi sono
alcuni meccanismi, li vedremo a breve, che consentono di limitare / inibire il moto delle
dislocazioni all'interno del reticolo. Questi meccanismi vanno sotto il nome di meccanismi di
rafforzamento (dei metalli).
Tutti indistintamente cioè hanno il medesimo effetto: ridurre la mobilità delle dislocazioni,
sfavorirla: fare cioè in modo che per muovere una dislocazioni sia necessario impiegare più
forza dall'esterno.
Vediamoli separatamente, tenendo conto che essi, in pratica, possono agire
simultaneamente, se nel metallo sono presenti simultaneamente i fattori che li governano.
Rafforzamento per soluzione solida
La presenza all'interno del reticolo di un metallo di alcuni atomi "ospiti" (in gergo si parla di
soluzione solida e l'aggiunta di atomi di soluto viene detta "alligazione") comporta variazioni
locali del reticolo, ovverosia perturba localmente il reticolo del metallo (vedi fig.12). Come
visto, atomi aggiunti nel reticolo ospitante possono essere a raggio atomico più elevato e
andare in "sostituzione" degli atomi ospitanti, all'interno cioè di vacanze reticolari (Fig.12d).
Oppure atomi a raggio atomico molto piccoli possono inserirsi negli interstizi spazi liberi
lasciati dalla compattazione del reticolo (fig.12b e anche fig.8). Ciò che accomuna l'uno (si
parlerebbe di soluzione solida sostituzionale) o l'altro (soluzione solida interstiziale) è
l'effetto di perturbazione che il reticolo subisce localmente dove l'atomo ospite risiede.
Poiché una dislocazione non è altro che un semi-piano cristallografico della stessa tipologia
del reticolo di base, quando essa sta muovendosi ed incontra una zona perturbata del
reticolo, per via della presenza di questi atomi in soluzione, essa tende a fermarsi. Per
poterla sbloccare occorre quindi aumentare il carico esterno. Dunque in comparazione con il
reticolo di atomi di una stessa specie (i.e. metallo puro), un reticolo con aggiunte di atomi
alliganti (i.e. lega metallica) è sempre più "rafforzato" poiché necessita di più forza
dall'esterno per poter muovere le dislocazioni al suo interno.
Rafforzamento per presenza di particelle, detto per "precipitazione"
Lo schema del fenomeno di inibizione del moto della dislocazione è analogo al precedente,
con l'unica differenza che in tal caso a limitare il moto della dislocazione non sono
perturbazioni prodotte da singoli atomi di soluto distribuiti all'interno del reticolo, ma vere e
proprie particelle (molto piccole, dell'ordine di qualche "passo" reticolare, cioè da diversi
Angstrom fino a pochi nanometri) estranee al reticolo. Queste particelle possono essere di
tipo coerente o incoerente, dove per coerenza si intende riferita alla struttura reticolare di
queste particelle in rapporto a quella del metallo che le ospita. Se la particella è di tipo
coerente, la dislocazione trova sì un ostacolo in essa, ma riesce ad attraversarla. Se invece la
particella è di tipo incoerente, la dislocazione non riesce a superarla. Queste particelle si
dicono anche "precipitati" perché si formano spesso in presenza di eccesso di atomi delle
specie alliganti (cioè gli atomi di soluto) che non possono quindi essere tutti ospitati (in
gergo, disciolti) all'interno del reticolo di base e pertanto formano composti chimici insieme
al metallo ospitante con struttura definita, coerente o incoerente, appunto.
Rafforzamento per incrudimento
In un grano abbiamo molte dislocazioni e quanto più il grano è a dimensioni ridotte, tanto
più la densità delle dislocazioni aumenta. L'applicazione di una forza esterna che deforma il
reticolo permanentemente (a temperatura ambiente), produce una moltiplicazione di
dislocazioni al proprio interno: alcuni piani cristallini (interni al grano) tendono a separarsi
formando nuovi piani di dislocazione, nel tentativo di assecondare la deformazione imposta.
Ma nel frattempo l'applicazione del carico impone sollecitazioni di taglio all'interno capaci di
attivare il moto delle dislocazioni. Dal momento che le dislocazioni interne al grano sotto
l'applicazione del carico diventano sempre in maggior numero, molte nel loro avanzamento
si intercetteranno tra di loro (vedi Fig.19). Dunque sotto l'applicazione di un carico esterno
ciò che accade normalmente è che nuove dislocazioni nascono, che in teoria favorirebbero
la deformabilità plastica del grano. Tuttavia l'effetto collaterale di questa enucleazione di
nuove dislocazioni consiste nel fatto che raggiungono un numero tale da ostacolarsi a
vicenda. Le ulteriori deformazioni plastiche dunque sono possibili a atto di incrementare il
carico applicato. Questo fenomeno va sotto il nome di incrudimento del materiale, cioè
aumento della resistenza meccanica mentre viene deformato plasticamente a freddo, ed il
meccanismo di rafforzamento viene appunto chiamato rafforzamento per incrudimento.
Fig.19 - 1) due grani contigui con un certo numero di dislocazioni, non ancora attive; 2) sotto carico applicato, le
dislocazioni si muovono; alcune riescono a raggiugere il bordo grano (colore verde) altre rimangono bloccate
però durante il loro movimento ne hanno intercettate altre che avanzavano perpendicolarmente al loro tragitto.
Una volta bloccate hanno impedito ad altre che seguivano sul loro stesso piano di avanzare. Per sbloccarle è
necessario aumentare la forza applicata.
Rafforzamento per affinamento del grano
Il principio del meccanismo si basa sul bloccaggio delle dislocazioni, ma il tutto avviene a
bordo grano, che funge da confine difficilmente valicabile dalle dislocazioni. In particolare la
difficoltà con la quale la dislocazione transita da un grano all'altro (fig.20a) dipende
essenzialmente dall'entità del disallineamento tra i reticoli dei grani contigui. In altre parole,
la dislocazione cammina fino al bordo grano. A questo punto la dislocazione può:
• Transitare il bordo grano ed entrare nel reticolo del grano contiguo (vedi schema A di
Fig.20) continuando il suo tragitto;
• Rimanere bloccata a bordo grano, poiché il reticolo del grano continguo è troppo
disallineato per permetterle di essere assorbita dal reticolo del secondo grano (Caso B
di fig.20). Una volta arrestatasi, essa bloccherà tutte le altre dislocazioni che seguono
lungo lo stesso piano cristallografico che andranno dunque ad "impilarsi" al bordo
grano (Fig.20b). Per poter permetterne lo sbloccaggio, occorre aumentare il carico.
Fig.20 - A) Grani a basso orientamento favoriscono il transito della dislocazione da un grano al successivo,
liberando il passaggio della seconda che segue nello schema; B) grani a forte disallineamento sono un
impedimento al transito di una dislocazione da un grano al successivo; la dislocazione si bocca a bordo grano e la
successiva che segue si "impila" al bordo di grano. Occorre aumentare il carico esterno per poter sbloccare la
prima e permettere alla successiva di compiere il tragitto a bordo grano.
Sollecitazioni esterne: la prova di trazione
Per determinare le caratteristiche meccaniche dei materiali metallici si ricorre a prove
di:
•
trazione
•
durezza
•
resistenza alla fatica
•
tenacità.
In questo capitolo ci limiteremo a discutere la prova di trazione, mentre rimandiamo ad
altro capitolo le restanti prove meccaniche.
LA PROVA DI RESISTENZA ALLA TRAZIONE
La provetta su cui esegue la prova di trazione ha forma e dimensioni minuziosamente
fissate dalle norme tecniche. La provetta più comune, di cui diamo una
rappresentazione schematica in Fig.21, è quella a sezione circolare.
Fig.21 - Schemi generali di provette per prove di trazione sui materiali metallici.
Le teste della provetta sono a sezione maggiorata per consentirne l’afferraggio da parte
della macchina di trazione. Le macchine di trazione hanno uno schema di
funzionamento piuttosto standard, come mostrato in Fig.22.
Fig.22- Schema di funzionamento di una macchina per l'esecuzione di prove di trazione
di materiali.
La provetta viene alloggiata tra le due teste di afferraggio della macchina e ad esse
vincolata. La macchina viene impostata dall'operatore per azionare in sollevamento la
traversa mobile con velocità di avanzamento costante. Le velocità di prova sono in
generale stabilite da norme tecniche in certi range, variabili per classi di materiali.
Appena la traversa inizia a sollevarsi, due strumenti di misura registrano due segnali
elettrici che sono, attraverso la taratura dello specifico strumento, tradotti in grandezze
fisiche. In particolare, lo strumento Cella di Carico registra istante per istante il valore
della forza in N di reazione esercitata dal provino che cerca di opporsi al movimento
della traversa. È questa la prima grandezza che ci interessa per tracciare il diagramma
finale forza in N ed allungamenti del provino in mm, rispettivamente l'asse delle
ordinate e delle ascisse del diagramma di prova. Il secondo strumento che registra le
informazioni importanti ai fini della tracciatura del diagramma di trazione è
l'estensometro, ovverosia uno strumento dotato di due coltelli mobili direttamente a
contatto con due punti fissi della provetta. Man mano che la provetta si allunga sotto
carico applicato dal sollevamento della traversa mobile, i coltelli ne seguono
perfettamente la superficie. Il segnale elettrico viene convertito quindi
dall'estensometro nella grandezza fisica allungamento o ∆L della provetta, cioè la
seconda grandezza fisica che ci occorre per tracciare il diagramma forze-allungamenti.
In generale per un materiale metallico, la curva forze - allungamenti che si ottiene è
quella raffigurata in Fig.22.
Tuttavia in ingegneria la curva così come tracciata, nelle due grandezze Forza e
Allungamento non è di molto interesse. Questo perché ogni curva dipenderebbe dalle
dimensioni della provetta. Poiché ciò che importa è testare il comportamento a trazione
del materiale della provetta, mentre poco ci importa del comportamento della provetta
in se, le due grandezze Forza e Allungamento vengono scalate in:
•
La forza viene divisa per la sezione originaria indeformata della provetta, misurata
dall'operatore con il calibro prima del montaggio; il rapporto della forza F per l'area
nominale della provetta A0 rappresenta lo sforzo σ di trazione, appunto, sviluppato
all'interno del materiale, ed è espresso come già abbiamo visto in MPa (o N/mm2);
•
L'allungamento istante per istante del provino viene rapportato alla sua lunghezza
iniziale nominale L0 (vedi schema di Fig.19), definita da normativa; la grandezza che si
ottiene è quindi pari a: ∆L/L0 , è adimensionale essendo un rapporto tra millimetri e gli
si assegna il simbolo di epsilon ε e viene chiamata deformazione.
Ricapitolando, il diagramma di interesse in ingegneria relativo ad una prova di trazione
di un materiale è il diagramma SFORZI - DEFORMAZIONI oppure σ−ε.
Poiché i valori di sforzo e deformazione sono ottenuti partendo dall'output della
macchina - cioè dai dati di Forze e Allungamenti - e operando una divisione a
denominatore per una grandezza fissata, pari a:
i) l'area nominale A0 a denominatore nel caso della forza, per ottenere lo sforzo σ;
ii) la lunghezza nominale L0 del provino a denominatore dell'allungamento, per ottenere
la deformazione ε;
Se ne deduce che la forma della curva σ−ε risulterà identica a quella della curva F - ∆L.
Una generica prova di trazione condotta su un materiale metallico mostra una curva
σ−ε con la tipica forma raffigurata in Fig.23. Questo andamento è tipico di tutti i metalli
nel senso che si riscontrano:
•
Un tratto lineare, a elevata pendenza; è il tratto che compete alla deformazione in fase
elastica del materiale. Ogni metallo ha la sua pendenza, nel senso che la pendenza del
tratto lineare varia per classi di materiali. Il comportamento cosiddetto in regime
elastico lineare, che determina la pendenza della retta iniziale, dipende dalla forza di
natura Coulombiana esercitata dagli atomi della specie metallica che si sta
considerando. Pertanto si scopre che il Fe ha pendenza maggiore del Al; e l'alluminio ha
pendenza maggiore del Mg.;
•
Un tratto crescente fino ad un massimo di sforzo registrato durante la prova;
•
Il picco di sforzo massimo della prova;
•
Un tratto discendente che porta alla finale rottura.
Fig.23- Tratti caratteristici della curva s-e di un metallo e le relative variazioni dimensionali del provino.
Dalla fig.23 si vede come in generale si possono distinguere tre periodi: un periodo
elastico, durante il quale le deformazioni permanenti, cioè quelle che rimangono una
volta che si sia scaricata la provetta, sono piccolissime, un periodo delle grandi
deformazioni, durante il quale il materiale si deforma plasticamente mentre i carichi
aumentano molto lentamente, ed un ultimo periodo (periodo della strizione), che
manca nel caso di materiali fragili, caratterizzato da un andamento decrescente della
curva carichi-allungamenti.
•
Dallo studio della curva σ−ε si ricavano quindi dei parametri identificativi del
comportamento a trazione del materiale, ovverosia:
Lo sforzo che delimita il punto in cui la curva sforza si discosta dall'andamento lineare,
denominato Carico Unitario a Snervamento o Rsn sempre espresso in N/mm2; è
opportuno specificare che non tutti i materiali metallici manifestano un punto netto per
il quale si possa identificare con certezza e univocità lo sforzo a partire dal quale cessa il
comportamento lineare. Pertanto per convenzione in questi casi di incertezza il carico
unitario a snervamento lo si riferisce al valore Rp0.2 che viene misurato come lo schema
in Fig.24;
•
Il picco massimo di sforzo, cui viene dato il nome di Carico Unitario a Rottura o Rm, in
notazione simbolica espresso ovviamente in N/mm2;
•
La pendenza del tratto iniziale lineare, cioè il tratto elastico lineare; la tangente
dell'angolo che questa retta forma nell'origine con l'asse delle ascisse, è la misura del
Modulo di Elasticità del materiale, anche detto Modulo di Young, in simbologia
rappresentato dalla lettera E;
•
La deformazione finale a rottura, o εr, ottenuta dopo lo scarico. Nella pratica questo
parametro è però poco usato per la definizione di quanto il materiale si è deformato
fino a rottura. Si preferisce a questo il parametro A% o Allungamento Percentuale a
Rottura. Esso corrisponde all’allungamento della provetta dopo che si rotta riferito
percentualmente alla sua lunghezza iniziale ed è calcolato nel modo seguente:
i.
ii.
L'operatore prima della prova ha marcato due riferimenti a distanza L0;
Dopo la rottura del provino, l'operatore riaccosta gli estremi della provetta rotta e
misura la nuova distanza Lr assunta dagli iniziali riferimenti, dopo le deformazioni
permanenti avvenute;
iii.
L'operatore calcola quindi l'allungamento a rottura con la formula A %= (Lrottura –
L0 ) / L0 * 100;
Analogamente si definisce una stazione percentuale Z così calcolata (meno usato
dell'A%): Z% = S0 – Srottura / S0 * 100, dove ovviamente S0 è la sezione iniziale della
provetta, mentre Srottura è la sezione misurata dall'operatore sul provino rotto e
riaccostato .
Fig.24 - Studio della curva σ−ε e parametri di interesse.
I tipi di curve che si possono ottenere sono sostanzialmente quattro, come mostrato in
fig.25. La curva 1 è caratterizzata degli acciai a basso tenore di carbonio (acciai dolci) e
privi di elementi di lega. La curva 2 è tipica degli acciai legati. La curva 3 è caratteristica
dei materiali con reticolo cubico a facce centrate (acciai inossidabili austenitici,
alluminio, rame, ecc.). La curva 4 rappresenta il comportamento di materiali fragili quali
ad esempio le ghise.
Fig. 25 - Tipologie di curve σ−ε di materiali metallici.
Micromeccanica della prova di trazione: aspetti metallurgici
Applicando una forza di trazione ad un corpo, essa si traduce come sappiamo in sforzo
assiale σ perpendicolarmente ad una generica sezione ortogonale all’asse di
applicazione della forza esterna F. Tuttavia, orientandoci su una sezione qualsivoglia
angolata del campione cilindrico sollecitato a trazione, la forza esterna F si decompone
in due vettori, uno ortogonale alla superficie angolata Fn ed uno parallelo ad essa.
Questo secondo vettore è responsabile della formazione su questa superfice angolata
anche di sforzi τ (Fig.26).
Dunque in generale possiamo affermare che all’interno di un provino sollecitato a
trazione, le superfici perpendicolari alla direzione di F sono ovviamente soltanto sforzi
assiali σ; ma su ogni altra sezione angolata, vi sarà sia uno sforzo σ che uno sforzo τ. In
corsi successivi si affronterà il problema di come calcolare σ e τ in funzione
dell’orientamento della superficie. Per ora basti sapere che lo sforzo τ raggiunge un
massimo per sezioni orientate a ± 45° rispetto l’asse di applicazione del carico F.
Fig. 25 - Schema di Schmidt che mostra come all'interno del materiale sollecitato a trazione si sviluppi una
forza tangenziale Fr lungo superfici angolate rispetto l'asse di carico, responsabile a sua volta delle
sollecitazioni τ applicate su queste superfici.
Tratto di inizio delle grandi deformazioni per superamento del carico unitario a
snervamento
Ciò che accade macroscopicamente durante la prova di trazione una volta superato il
carico unitario a snervamento (Rsn o Rp0.2 a seconda dei casi) è spiegato al livello
micro-meccanico nello schema semplificato di in Fig.26. Ogni grano cristallino ha il suo
orientamento cristallografico, che determina dunque la direzione di moto possibile delle
dislocazioni al proprio interno. Vi saranno quindi alcuni grani favorevolmente orientati
con il proprio reticolo a ± 45°, direzione dove le sollecitazioni τ sono massime per la
forza F applicata dall'esterno. Quando la F esterna arriva ad un valore tale per cui lo
sforzo τ a ±45° raggiunge il valore di soglia minimo in grado di far "attivare" il moto
delle dislocazioni all'interno dei grani favorevolmente orientati, si produce un iniziale
deformazione plastica di alcuni grani (inizia la fase di snervamento). Ma mano che la
forza F applicata aumenta, vi sarà anche l'aumento delle sollecitazioni interne τ che
diventeranno sufficientemente elevate anche per altre direzioni diverse dai ±45°. Il
risultato è che anche altri cristalli orientati con angoli sfavorevoli vedono l'attivarsi delle
proprie dislocazioni (la t interna è diventata infatti alta sì da poterle mettere in
movimento). Molti altri grani iniziano a deformarsi permanentemente per il moto delle
proprie dislocazioni e la deformazione plastica continua marcatamente come osservato
in Fig.26.
Fig. 26 - a) Schema del materiale metallico policristallino con la rappresentazione schematica dei diversi
orientamenti cristallografici; b) schema micro-meccanico che spiega come il provino, superato il carico
unitario esterno Rsn o Rp0.2, inizi ad entrare nel campo delle grandi deformazioni; le dislocazioni iniziano a
muoversi all'interno dei grani (mettendosi in movimento dapprima in cristalli favorevolmente orientati),
giungono a bodo grano e ne deformano permanentemente il perimetro.
Tratto delle grandi deformazioni crescente: tratto tra Rsn e Rm
Durante il fenomeno appena descritto (vedi ancora Fig.26), le dislocazioni che iniziano a
muoversi si moltiplicano sempre di più. Riconducendoci allo schema semplificato
discusso in Fig.19 e al fenomeno del mutuo bloccaggio delle dislocazioni all'interno del
grano (incrudimento), si deduce che l'aumento dello sforzo durante il periodo delle
grandi deformazioni fino al valore Rm di inizio strizione è dovuto al fenomeno del
rafforzamento per incrudimento.
Il tratto utile L0: Qualsiasi provino si consideri, piatto o cilindrico, esso mostra sempre
un cambio di sezione tra il tratto cosiddetto utile e gli afferraggi, co aumento della
sezione sulle teste di afferraggio. Questo accorgimento deriva dal fatto che si vuol
guidare la deformazione del provino in modo che essa avvenga solo all'interno del tratto
utile. Come noto infatti dalla sezione precedente, uno sforzo di trazione all'interno del
materiale, su una superficie ortogonale all'asse di applicazione di una forza F, è dato
dalla forza F diviso per l'area della sezione trasversale. Ne deriva dunque che
aumentando la sezione, lo sforzo diminuisce notevolmente, e ciò comporta che il
provino nei tratti delle teste di afferraggio rimanga ben al di sotto del suo carico limite a
snervamento Rsn o Rp0.2 (vedi di seguito nel paragrafo), cioè rimanga sollecitato nel
campo elastico. I raggi di raccordo mostrati in fig.A mostrano come sia importante
guidare la variazione di sezione in modo progressivo, sì da mantenere il più possibile lo
sforzo nelle sezioni di cambio geometria omogeneo. Si studierà in altri corsi che un
cambio repentino di geometria comporta una cosiddetta sovrasollecitazione (cioè un
aumento di sforzo oltre il valore nominale) localizzata proprio dove questo cambio
avviene in presenza di spigoli vivi (i.e. sovrasollecitazione da intaglio).
Fig.A - Distribuzione uniforme dello sforzo nella sezione di un provino di trazione.
Significato di E (Modulo di Young): Un valore di E maggiore per un materiale rispetto ad
un altro, visibile nella curva σ−ε come curva a maggiore pendenza (vedi Fig.B) nel tratto
elastico lineare corrisponde al fatto che, a parità di sforzo il materiale a E maggiore
subirà una deformazione elastica minore. Si parla infatti di materiale avente maggiore
rigidezza. Nella pratica ciò equivale al fatto che il materiale a più elevato Modulo di
Young tende a deformarsi meno in campo elastico, ovverossia dove esso è chiamato a
lavorare in esercizio in ambito strutturale (le strutture sono dimensionate in modo da
resistere a carichi esterni reagendo con sforzi interni sufficientemente basse da
rimanere al di sotto del carico a snervamento Rsn o Rp0.2, vedi dopo nel paragrafo per
la definizione di Rsn e Rp0.2). Conoscere E è dunque importante in fase di
progettazione perché permette di calcolare le deformazioni elastiche della struttura.
Fig.B - Variazione di alcuni Moduli Elastici di alcune classi di materiali.
E' importante osservare che il modulo elastico E è un parametro fisico strettamente
legato alla classe di materiale, es. ferro puro, acciaio al carbonio, acciaio inossidabile,
lega di alluminio, lega di titanio, ecc. Questo dipende essenzialmente dal fatto che in
regime elastico il reticolo cristallino viene sollecitato secondo lo schema
micromeccanico visto in fig.16b. In accordo co quanto visto, in tale schema gli atomi si
allontanano temporaneamente sotto l'applicazione del carico, ma a forza di attrazione
Coulombiana agisce "come se" fosse una molla, riportando gli atomi in posizione non
appena il carico viene rimosso. Dunque in tale fase agisce solo e soltanto la forza di
attrazione tra gli atomi del reticolo e pertanto la forza di richiamo (cioè della "molla" in
analogia micromeccanica) dipende soltanto dalla natura degli atomi che compongono il
reticolo di base del materiale metallico (es. Fe, Al, Ti) e non è interessato da altri
fenomeni che coinvolgono il moto delle dislocazioni e dei meccanismi di "blocco" visti
precedentemente (questi ultimi dipendenti molto dagli elementi aggiunti, dalle
dimensioni del grano cristallino, ecc).
Prova resistenza a trazione, periodo delle Grandi Deformazioni: A partire dallo sforzo
massimo (indicato con Rm) si registra un restringimento macroscopico locale della sezione
denominato strizione. Da questo momento in poi la sezione in un punto del tratto utile inizia
a collassare e pertanto si restringe di più delle altre contigue. L’effetto è duplice:
le sezioni al di fuori della zona di strizione, rimangono da questo momento in poi cilindriche
e sollecitate elasticamente (cioè tutta la deformazione plastica che hanno subito si arresta e
procedono in deformazione elastica);
Le sezioni comprese nella zona di strizione collassano plasticamente, si riducono in area e
questo determina che la macchina di trazione «senta» nella sua cella di carico minore forza
necessaria alla progressiva deformazione plastica (localizzata) del provino. Ricordiamo che la
machina è impostata per sollevare con velocità costante la sua traversa mobile e non agisce
minimamente sulla forza applicata, grandezza invece semplicemente misurata dalla cella di
carico come reazione del provino all’allontanamento della traversa mobile.
Fig. C - Fenomeno e significato della strizione.
Ciò che avviene macroscopicamente all'interno del materiale strizionato è mostrato
schematicamente in Fig.D.
Fig. D - Fenomeno macroscopico della formazione della rottura finale interna alla zona di
strizione.
E' importante rilevare è che tutto ciò che è avvenuto dal carico di snervamento e
soprattutto dalla strizione in poi corrisponde a fenomeni di deformazione plastica o
irreversibile. Ciò significa che in tutto questo tratto di curva le dislocazioni si stanno
muovendo, stanno in grandi quantità giungendo ai bordi di grano e stanno producendo la
deformazione permanente dei bordi di grano che dunque si allungano plasticamente (Fig.E).
Il risultato macroscopico di questo fenomeno microscopico è proprio la deformazione
plastica del provino lungo tutto il tratto dal Rsn alla rottura.
I-Diagrammi di Stato delle leghe binarie ed il
diagramma a completa miscibilità allo stato solido
FASE: si definisce fase di un sistema qualsiasi porzione dello spazio delimitata dove si ha
contemporaneamente uguale e omogenea:
• Composizione chimica
• Stato di aggregazione
• Pressione, temperatura
Fig. 27 - Esempi di fasi.
VARIANZA: la varianza di sistema rappresenta i gradi di libertà del sistema e possiamo
calcolarla attraverso la regola delle fasi o di Gibbs:
V = Ci + m - f
Dove:
•
•
•
Ci: Composti chimici indipendenti, pari a Ctot - n, dove n è il numero di relazioni
chimiche di equilibrio;
m: Numero di fattori fisici del sistema(p,T)
f: Numero di fasi del sistema
ESEMPIO: Ipotizziamo un serbatoio sigillato contenente carbonio, CO2 e CO all'equilibrio.
Possiamo calcolare:
•
Ci = Ctot - n = 3-1 = 2 , poiché i composti chimici totali contenuti nel sistema sono 3
(ovverosia C, CO2 e CO) mentre il numero di relazioni di equilibrio è pari a 1,
ovverosia: 2CO ↔ CO2 + C
Ci = Ctot - n.relazioni
•
In questo caso ho tre composti chimici legati dalla formula
2CO a dare CO2+C, ovvero 3-1=2
m, in questo esempio è pari a 2 , perché è 2 il numero dei fattori efficienti (i.e.
pressione e temperatura) che possiamo variare per modificare il sistema portandolo
da una posizione di equilibrio ad un'altra.
La regola delle fasi (o di Gibbs) per le leghe metalliche binarie
La Regola di Gibbs per leghe metalliche binarie che subiscono solidificazione in atmosfera
(pressione fissata, p=patm) si semplifica sempre nella relazione che segue:
V=3-f
dove:
V = varianza (o n° gradi libertà) del sistema
f = n° di fasi
Dimostrazione: Per una solidificazione in atmosfera di una lega metallica, il fattore «m» che
corrisponde al numero di parametri fisici controllabili è la sola TEMPERATURA poiché la
PRESSIONE rimane costante, essendo quella atmosferica. Il numero dei costituenti
indipendenti «Ci» è sempre pari a 2, poiché abbiamo nel sistema che ci interessa, lega
BINARIA, ho sempre due elementi chimici indipendenti A e B che compongono la lega. Quindi:
V = Ci + m – f = 2+1 – f = 3 - f
I diagrammi di stato binari: regole per la loro interpretazione
Esistono diagrammi di stato binari, ternari, ecc. cioè riguardanti leghe metalliche costituite
rispettivamente da due, tre elementi.
Consideriamo un sistema metallico formato da due elementi che genericamente indichiamo
con A e B (ad es: Au-Ag, Cu-Ni, ecc.). Essi costituiscono una lega metallica binaria o sistema
binario.
La struttura di base di un qualsiasi diagramma binario di due elementi A e B è quella
riportata in Fig., cioè del tipo:
Fig. 27 - Struttura di un diagramma di stato binario.
In ordinate è riportata la temperatura e in ascisse la composizione chimica del sistema (data
come percentuale di metallo B presente nella lega). La verticale di sinistra corrisponde al
metallo A puro, quella di destra al metallo B puro.
Le principali convenzioni di cui si farà uso sono le seguenti:
•
indicheremo con un cerchietto vuoto O la composizione chimica (media) del sistema
ad una data temperatura;
•
indicheremo invece con un punto pieno la composizione della singola fase.
Spesso è utile rappresentare, accanto al diagramma di stato, la curva di raffreddamento
relativa alla lega considerata.
CURVA DI RAFFREDDAMENTO DI METALLO PURO A:
Facendo uso dalle convenzioni appena introdotte disegnano la curva di raffreddamento
relativa al metallo A puro (Fig.28).
Fig. 28 - Curva raffreddamento del metallo puro A.
Dove:
•
•
•
Ts = temperatura di solidificazione; tutti i metalli puri solidificano a temperatura
costante;
La pendenza del primo tratto di raffreddamento è uguale (NON rallentata) sia per il
liquido che per il solido
QL è il calore latente di trasformazione di fase liquido - solido
IMPORTANTE: Per i metalli puri la formula che si applica per il calcolo della varianza è data
dall'equazione: V = 2 - f ; infatti per i metalli puri si ha un solo composto chimico indipendente
Ci e nessuna relazione , e dunque la regola viene semplificata in V= (Ctot-n)+m-f = (1-0)+1-f =
2-f
Analizziamo la curva di raffreddamento alla luce della regola delle fasi. Poiché stiamo
considerando un metallo puro, questa assume la forma V = 1 + 1 – f = 2- f.
In corrispondenza del 1° tratto della curva di raffreddamento è presente la sola fase liquida,
quindi V= 2 – 1 = 1, cioè il sistema è in condizione di monovarianza.
Quando giungiamo alla temperatura di solidificazione, accanto alla fase liquida abbiamo una
fase solida, dunque V = 2 -2 = 0, cioè il sistema è zerovariante e la temperatura si arresta.
Terminata la solidificazione, l’unica fase presente è quella solida, pertanto: V = 2 – 1 = 1 (il
sistema è tornato monovariante).
Tutti i metalli e le leghe metalliche sono completamente miscibili allo stato liquido, cioè
sfruttando la analogia in Fig.27, seguono il "modello di miscibilità" del tipo «acqua e alcol»:
dopo mescolamento, gli ingredienti originari acqua e alcol sono indistinguibili. Tuttavia allo
stato solido, i due ingredienti immessi A e B a possono trovarsi allo stato solido in
condizioni:
1. totale miscibilità allo stato solido per qualsiasi rapporto di A e di B; vale cioè ancora il
modello del
«acqua e alcol», soltanto che interviene allo stato solido della materia, dove A e B si
combinano in soluzione solida all'interno di un reticolo per qualsiasi proporzione di A
e di B;
2. parziale miscibilità allo stato solido, cioè in accordo con il modello del «acqua + sale»;
parte di B e A si combinano in soluzione solida con limitate proporzioni;
3. totale immiscibilità allo stato solido, cioè in accordo con il modello dell’ «acqua +
olio»; in tal caso A e B allo stato solido rimangono perfettamente distinti.
CASO BASE: LA COMPLETA MISCIBILITA’ ALLO STATO SOLIDO
Il diagramma tipico di un metallo A ed un metallo B che possiedono completa miscibilità allo
stato solido è mostrato in fig.29.
In figura sono indicati:
• con TSA e TSB le temperature di fusione dei metalli puri A e B;
• l'asse delle ascisse è espresso in percentuale crescente del tenore di B; dunque l'asse
verticale di sinistra identifica 0% di B, cioè metallo puro A, mentre l'asse verticale di
destra il metallo puro B (=100% B);
• La linea del liquidus e la linea del solidus, ovverosia il luogo geometrico dei punti dove
rispettivamente inizia e termina la solidificazione; si noti come i corrispondenza degli
assi la solidificazione avviene ad una temperatura fissata, mentre per qualsiasi altra
composizione chimica diversa, la solidificazione avviene in un intervallo di
temperatura detto appunto intervallo di solidificazione. Ciò accade per le leghe
metalliche.
• La zona annerita (si può anche tratteggiare) che corrisponde per convenzione alla
zona monofasica solida, alla quale sempre per convenzione viene assegnata una
lettera greca dell'alfabeto, α nel caso specifico. Si noti che α è appunto la soluzione
solida formata dagli atomi A e B che, data la completa e mutua miscibilità all'interno
del reticolo, occupa tutta la zona bassa del diagramma (cioè, per ogni sistema A e B,
qualsiasi sia la loro concentrazione, gli atomi A e B saranno in soluzione solida
all'interno del medesimo reticolo, ad esempio formando un reticolo CCC);
• Una linea verticale, nel nostro esempio posto al 30%, che identifica la particolare lega
binaria che si vuole studiare in termini di evoluzione delle fasi e della struttura
ottenibile man mano che la temperatura diminuisce da una al di sopra della linea del
liquidus alla temperatura ambiente, corrispondente all'asse delle ascisse.
• La curva di raffreddamento (Fig.29b) che mostra un secondo tratto meno inclinato del
primo: questo accade poiché durante la solidificazione il sistema restituisce il calore
latente di fusione QL e quindi il raffreddamento risulta più lento. Non appena la
solidificazione termina (cioè verticale 30% transita per la linea del solidus nel
diagramma di stato di Fig.29a), la curva di raffreddamento riprende a diminuire con
pendenza che aveva in origine, prima dell'inizio solidificazione.
(a)
(b)
Fig. 29 - Diagramma di stato binario a completa miscibilità allo stato solido e relativa curva di raffreddamento.
In fig.29b sono anche riportate tre finestre di controllo, che vogliono rappresentare a tre
diverse temperature come un microscopio (teorico, dato che lavorerebbe ad alta T)
vedrebbe evolvere la microstruttura della massa metallica durante il raffreddamento:
•
•
Partendo dal tratto iniziale, cioè quello al di sopra della linea del liquidus, tutto il
sistema è ovviamente liquido; in particolare alla T=T1 di studio il cerchietto nero è
unico e concentrico con il cerchio vuoto: non può essere infatti diversamente, dato
che la fase a questa temperatura è unica ed è tutta liquida;
Nell'intervallo di solidificazione, per esempio alla temperatura T=T3 (vedi Fig.29a),
attraverso la finestra di controllo visualizziamo la morfologia della massa metallica:
una parte della massa è ancora liquida , ma una altra parte si è trasformata in massa
solida, attraverso il fenomeno della nucleazione ed accrescimento di grani cristallini.
In base al particolare diagramma, i grani formatisi sono costituiti tutti da soluzione
solida α. In particolare, per identificare le fasi esistenti a questa temperatura, si parte
dal cerchietto bianco posizionato lungo la linea verticale che identifica il sistema
scelto (i.e. 30%B e 70%A) posto all'altezza della T3 e si procede tracciando un
segmento alla sua destra ed alla sua sinistra parallelo all'asse delle ascisse finché
entrambi i segmenti non incontrano la curva che delimita l'esistenza di un campo
monofasico. Nell'esempio specifico, tracciando il segmento verso destra, si incontra la
linea del liquidus, che delimita la zona monofasica liquida (non annerita per
convenzione: il liquido non viene mai annerito/tratteggiato); mentre il segmento che
si stacca dal cerchietto vuoto e procede verso sinistra incontra la linea del solidus. In
corrispondenza di questi due bordi di confine delle 2 zone monofasiche, si
posizionano i 2 cerchietti neri, identificativi ciascuno di una delle 2 fasi presenti
all'interno della massa alla T3. Il posizionamento dei 2 cerchietti neri, in base alla loro
•
definizione, ci permette anche di conoscere la composizione chimica della specifica
fase: partendo dal cerchietto pieno di sinistra (fase solida), si scende lungo una
verticale e si legge sull'asse delle ascisse il valore riscontrato, pari al con il 10% di B.
Per il liquido, alla stessa maniera, si ottiene il valore di 60% di B. Ciò significa che alla
T3 il sistema è formato da:
o Grani solidi di soluzione solida α al 10%B e 90%A, o anche sinteticamente α10; in
altre parole i grani cristallini sono costituiti da un reticolo dove coesistono atomi
A e atomi B in soluzione solida con un rapporto in termini di peso pari al 10%A e
90%B (se per semplicità si considera il peso atomico di A e B idealmente pari
all'unità, significa che la soluzione a è formata da un reticolo di atomi tale per
cui ogni 10 atomi, 1 è di tipo A, 9 di tipo B). ad esempio α potrebbe trattarsi di
una soluzione solida sostituzionale, come effettivamente accade per la lega oro
e argento, due metalli perfettamente miscibili allo stato solido;
o Liquido di composizione chimica 60% di B, o sinteticamente Liq60;
al di sotto della linea del solidus, ad esempio alla T=T5, tutta la massa si è ormai
solidificata e può farlo soltanto continuando (a partire dalla T3) a formare per
nucleazione e accrescimento grani di soluzione solida α (unica fase solida esistente).
Dunque in corrispondenza della temperatura di studio, T5, si posiziona concentrico
con il cerchietto vuoto un unico cerchietto pieno (il segmento in tal caso non può
"aprirsi" verso destra e sinistra perché siamo in un campo MONOFASICO di fase solida
α). Dal diagramma è possibile anche verificare la composizione chimica della fase a: la
verticale staccata dal cerchietto pieno alla T5 ci mostra che la fase solida a è al 30% di
B, o sinteticamente α30.
La regola della leva per il calcolo della quantità delle fasi di un sistema
Finora abbiamo visto come identificare le fase esistenti ad una data temperatura e
determinarne la loro composizione chimica. Non abbiamo però ancora risolto come
quantificarle. Ad esempio, nella fig.29b, alla T3, sappiamo che esistono due fasi (grazie allo
studio del diagramma in fig.29a e ai due cerchietti pieni identificati come solido α e liquido);
sappiamo anche che le due fasi sono strutturalmente organizzate in liquido al 60%B con
all'interno grani α al 10%B (vedi ancora la finestra di controllo in Fig.29b). Ma come
facciamo a quantificare quanto di liquido e quanto di fase solida α esiste alla T5?
Lo strumento adatto è la cosiddetta regola della leva. Per calcolare la quantità delle 2 fasi (si
applica ovviamente in campo bifasico), si parte dal segmento identificativo sul diagramma di
stato delle 2 fasi alla temperatura di interesse (vedi Fig.30), si sceglie quale fase calcolare e
si calcola una frazione come di seguito illustrato:
detta appunto Regola della Leva.
OSSERVAZIONE: il diagramma di stato considerato ed anche tutti quelli che considereremo
in seguito sono validi solo se si opera per successivi stati di equilibrio, cioè con
raffreddamento che procede in tempi molto lunghi; solo in questa condizione, infatti, la
mobilità degli atomi è pienamente consentita, ed il sistema procedendo verso T più basse ha
tutto il tempi per raggiungere una nuova condizione di equilibrio (i.e. Temperatura e
Composizione chimica della/e fase/i). Il tutto è infatti governato dalla diffusione allo stato
solido degli atomi A e B che deve essere pienamente consentita affinché attraverso tempi
di raffreddamento molto lenti.
Origine del diagramma di stato binario delle leghe metalliche
Il diagramma di stato binario si ricava partendo dalle curve di raffreddamento. Per i differenti sistemi
(nell'esempio di fig.A, si considerano i sistemi al 0% B, 20%B, 80%B, 100%B), si considerano le rispettive
curve di raffreddamento. Si riportano quindi in un diagramma Temperatura vs Composizione Chimica , cioè
per %B crescente, le temperature di cambio pendenza, che identificano il passaggio attraverso campi a
varianza diversa. Il risultato è quello di Fig.B: si noti che il passaggio dalle curve di Fig.A alla Fig.B implica
l'eliminazione del parametro tempo, parametro in ascissa nelle curve di raffreddamento di Fig.A.
Fig.A
Fig.B
Dimostrazione della Regola della Leva
Riepilogo strumenti utili per la lettura dei diagrammi di stato e delle curve di raffreddamento
Diagramma di Stato Binario
Immiscibilità allo stato solido
a
Completa
È un diagramma che, come lo stesso nome lo contraddistingue, rappresenta leghe binarie
tali per cui i due elementi A e B, gli ingredienti immessi in fase liquida e qui perfettamente
miscibili, devono rimanere perfettamente separati una volta che la massa metallica si è
solidificata.
I tipico diagramma a perfetta immiscibilità allo stato solido è raffigurato in fig.30. Il
diagramma ha diverse particolarità che lo contraddistinguono nettamente dal diagramma
semplice a completa miscibilità allo stato solido.
Anzitutto è assente al di sotto del solidus l'esistenza di una unica fase: l'area al di sotto della
linea del solidus che prende il nome di linea Eutettica (vedremo a breve perché) è infatti
"bianca", cioè bifasica con le monofasi che coincidono con gli assi verticali agli estremi del
diagramma, ovverosia:
• asse a 0% B , cioè il metallo puro A, a sinistra;
• asse 100% B, cioè il metallo puro B, a destra.
Fig.30 - Diagramma a perfetta immiscibilità allo stato solido.
Ma un'altra evidente differenza è la presenza di una linea del liquidus che si unisce in un
punto preciso, ad una concentrazione specifica (a titolo di esempio, nel diagramma
considerato la concentrazione eutettica è posta pari al 30%) detta Eutettica, dal greco εὐ,
eu- = buono e τήκω, tekō = fondere. È infatti quella composizione chimica del sistema che
fonde alla più bassa temperatura, in confronto a qualsiasi altro sistema alla sua destra e alla
sua sinistra. Sempre sfruttando l'esempio di Fig.30, ogni verticale che rappresenti un
sistema in raffreddamento con %B maggiore o minore del 30% incontra la linea del
liquidus, di inizio solidificazione, a temperatura sempre più alte del sistema B=30%, sistema
eutettico.
Altra sostanziale differenza:
• la presenza di due intervalli di solidificazione distinti (cioè due zone bifasiche solido +
liquido), l'uno a sinistra e l'altro a destra della verticale tratteggiata in fig.30
corrispondente al sistema eutettico (i.e. B=30%, nel nostro esempio);
• La presenza di una unica temperatura di trasformazione liquido-solido in
corrispondenza della concentrazione eutettica; come un metallo puro, anche la lega
eutettica solidifica ad una precisa temperatura.
In base alle regole già viste, è già possibile quindi tracciare la curva di raffreddamento,
rappresentata in Fig.31.
Fig.31 - Diagramma a perfetta immiscibilità allo stato solido e curve di raffreddamento: a) sistema eutettico; b)
sistema ipo-eutettico; c) sistema iper-eutettico.
L'esempio della perfetta immiscibilità di olio e acqua rappresenta bene in analogia la
condizione che si vuole descrivere, con l'unica differenza che per la massa metallica la
"separazione" netta tra le due fasi A e B puri avviene allo stato solido. In altre parole, a
livello reticolare, gli atomi di A e B formano 2 reticoli cristallini distinti, che dovranno
coesistere all'interno del grano cristallino. A livello morfologico, ciò è quindi possibile perché
A e B possono costituirsi in un sistema a lamelle alternate, detto appunto sistema eutettico
o grano eutettico, come mostrato in Fig.32. Le relazioni fisiche che intervengono sono
riportate negli schemi di Fig.33: il liquido eutettico, e solo il liquido eutettico, cioè quello che
arriva alla temperatura eutettica con la concentrazione eutettica, inizia alla Teutettica a
trasformarsi in un grano a lamelle alternate A e B. Si noti che questa trasformazione avviene
in corrispondenza del tratto di arresto della temperatura (diagramma temperatura-tempo),
ciò perché il sistema è zero-variante; i cerchi pieni che identificano le fasi presenti alla
Teutettca sono infatti 3 (da cui il calcolo della varianza V=0) indicanti:
• La fase liquida, che è ancora ovviamente presente durante la trasformazione
eutettica;
• La fase A puro, che infatti è presente nelle lamelle del costituente lamellare che si sta
solidificando dal liquido (fig.32 e schema fig.33b);
• La fase B puro, presente anch'essa come lamella (Fig.32 e schema fig.33b).
Fig.32 - Sistema eutettico, costituente strutturale a lamelle alternate di A puro e B puro, non mescolati in una
singola soluzione, in accordo con il diagramma di stato a perfetta immiscibilità allo stato solido.
Fig.33 - Relazioni di trasformazione del liquido eutettico: a)equazione simbolica della trasformazione di fase, da
liquida in due fasi A e B; b) stessa relazione espressa in termini di trasformazione di costituenti strutturali, da
liquido eutettico in grano lamellare.
Fig.34 - Studio delle strutture in evoluzione durante il raffreddamento per un sistema eutettico.
Cosa accade in termini di microstruttura se consideriamo un sistema ipo-eutettico come
quello di Fig.31b? Scendendo lungo la verticale, il liquido inizia la solidificazione (curva
temperatura-tempo di destra inizia a rallentare). Lo studio del diagramma ad una
temperatura poco prima della eutettica (Teut+) ci fornisce le fasi esistenti: si tratta del
cerchio pieno di sinistra, posto sull'asse A puro, e del cerchio pieno di destra, il liquido
appunto. Poiché esiste solo una fase solida A che si formando dal liquido, e dovendo il
liquido solidificarsi al solito co nucleazione e accrescimento di grani, la struttura a questa
temperatura non potrà che essere costituita dal liquido e da cristalli (grani) di A puro.
Quando il sistema arriva alla Teutettica, il liquido eutettico (e solo il liquido) inizia la
trasformazione in accordo con l'equazione di Fig.33: man mano si forma grano lamellare a
spese del liquido che scompare. I cristalli precedente formatisi durante l'intervallo di
solidificazione transitano inalterati, dato che non partecipano alla trasformazione eutettica
(vedi ancora Fig.33).
Fig.34 - Studio dell'evoluzione delle strutture durante i raffreddamento per una lega ipo-eutettica.
Se avessi considerato una lega a destra della lega eutettica, lega iper-eutettica, la differenza
che avrei avuto rispetto questa appena considerata è relativa al primo tratto di intervallo di
solidificazione: in accodo con il diagramma, si formerebbero in fase di solidificazione del
liquido cristalli di B puro. Non appena il liquido in raffreddamento giunge alla Teutettica, la
trasformazione eutettica si attiva e tutto il liquido eutettico (e soltanto questo) si trasforma
nel costituente eutettico lamellare. Tutti i cristalli B precedente formati passano inalterati.
A trasformazione completata, la struttura si presenta formata da grani di B puro e da grani
lamellari.
Differenza tra Fase e Costituente
Strutturale e loro identificazione.
La
lettura
temperatura
per
temperatura di un sistema studiato
su un diagramma di stato e l'impiego
dello strumento "cerchietto pieno" in
accordo
con
la
specifica
conformazione
delle
zone
monofasiche solide (nel caso della
totale miscibilità allo stato solido, è
la sola fase α; nel caso qui trattato di
completa miscibilità, sono le fasi A
puro e B puro) permettono di
identificare inequivocabilmente le
fasi presenti nel sistema ad una data
temperatura. Le finestre di controllo,
invece, permettono di rappresentare
come la/le fase/i sono organizzate
nello spazio a livello di struttura, cioè
come esse sono "assemblate" a
formare la microstruttura della
massa metallica a quella data
temperatura. Per questo motivo i
singoli e diversi "mattoncini" che
compongono la microstruttura (i.e.
che compaiono nella finestra di
controllo) sono definiti Costituenti
Strutturali. Ad esempio, in Fig.29,
alla temperatura T3 sono due i
mattoncini che si riconoscono nella
finestra di controllo: il liquido ed i
cristalli omogeni di fase α. Nel caso
qui descritto, vedi Fig.34, ala
temperatura Teutettica (durante la
solidificazione
zero-variante)
i
mattoncini riconoscibili nella finestra
di controllo (figura di destra) sono il
liquido eutettico ed i cristalli
lamellari eutettici, costituiti a loro
volta dalle fasi A puro e B puro (come
evidenziato dal diagramma di stato a
sinistra).
In
definitiva,
alla
temperatura eutettica, durante la
trasformazione liquido - solido, per il
diagramma in Fig.34, il sistema
eutettico studiato B=30% è costituito
da:
• 3 fasi, ovverosia il liquido
eutettico (in trasformazione),
la fase A puro, la fase B puro;
• 2 costituenti strutturali,
ovverosia il liquido eutettico
e i cristalli lamellari.
Diagrammi di Stato binario a Parziale
Miscibilità allo stato solido
La completa immiscibilità vista nella sezione precedente non è altro
che un caso limite di un generico diagramma con due fasi solide
distinte, che chiameremo α e β.
Nell'esempio di Fig.35:
la fase α è a basso contenuto di B, in particolare con B=20% ,
•
valore che rappresenta il limite di solubilità (costante dalla T =
Teutettica fino T= Tamb) di atomi B all'interno del reticolo della fase α;
in altre parole α è la soluzione solida costituita da atomi A e B, con B al
20% in peso;
la fase β, posizionata sull'asse opposto del diagramma, è
•
invece ad alto contenuto di B, in particolare con B=90% valore che
rappresenta il limite di solubilità (costante dalla T = Teutettica fino T=
Tamb) di atomi B all'interno del reticolo della fase β; la fase β è cioè
una altra soluzione solida costituita da atomi A e B, con B al 90% in
peso;
Fig.35 - Diagramma di stato a parziale miscibilità allo stato solido.
Studiamo per il diagramma in Fig.35, il sistema al B=10%, come
mostrato in Fig.36. Le considerazioni che si possono fare per questo
sistema sono analoghe a quelle già fatte nel caso di completa
miscibilità, sia in termini di fasi, sia in termini dei risultati ottenuti per la
curva di raffreddamento e i costituenti strutturali.
Fig.36 - Diagramma di fig.35, studiato per il sistema B=10%.
In effetti, se si considera per il diagramma in Fig.36 la porzione di interesse per lo studio del
sistema B=10%, il diagramma che si può immaginare di sostituire a quello di Fig.36. è
proprio quello di una lega binaria a completa miscibilità (vedi Fig.37).
Fig.37 - Similitudine tra il sistema studiato in fig.36 e il diagramma di base a completa miscibilità allo stato solido.
In base a quanto appreso dallo studio dei diagrammi precedenti, siamo ora in grado di
studiare qualsiasi sistema a parziale miscibilità relativo al diagramma di stato di Fig.36.
Vediamo cosa accade per un sistema con 20% <B < 30% (Fig.38). Il risultato in termini di
curva di raffreddamento, varianze e costituenti strutturali è analogo al sistema ipo-eutettico
studiato per il diagramma in Fig.34, con l'unica sostanziale differenza che in tal caso le fasi
del sistema che compongono i costituenti strutturali sono α e β, in accordo con il
diagramma di stato A parziale miscibilità.
Fig.38 - Sistema ipoeutettico.
Allo stesso modo si ragiona per il sistema eutettico (vedi Fig.39a) ed iper-eutettico (Fig.39b).
(a)
(b)
Fig.39 - Studio del diagramma a parziale miscibilità allo stato solido: a) sistema eutettico; b) sistema ipereutettico.
PARZIALE MISCIBILITA' CON SINGOLO SMISCELAMENTO
Vediamo ora un caso particolare del diagramma di stato a parziale miscibilità, come
mostrato in Fig.40. La differenza da quello precedente di Fig.36 si nota per il fatto che la fase
α diminuisce progressivamente il contenuto limite dell'elemento B al proprio interno
partendo dal valore massimo di B=20% alla temperatura eutettica fino al valore B=10% alla
temperatura ambiente.
Consideriamo ora un sistema B=20%, coincidente cioè con il valore limite di solubilità di B in
α. La fase di solidificazione procede da T1 a Teutettica, formando cristalli omogenei di fase
α.
Quando però il sistema arriva ala Teutettica, tutto il liquido disponibile si è esaurito alla
formando cristalli omogenei di fase α, anzi, per la precisione, si tratta di cristalli α al 20% di
B; in forma simbolica possiamo definirli α20. In altre parole, poiché alla Teutettica il sistema
arriva già tutto solidificato in cristalli omogenei α20, non vi è più alcuna porzione di liquido
eutettico che possa attivare la trasformazione eutettica precedentemente studiata.
Il sistema dalla T> T1 fino alla T= Teut si comporta quindi come il caso semplificato visto in
Fig.37.
Tuttavia dalla T=Teut. in poi fino alla Tamb accade qualcosa di diverso. La fase α non può più
contenere più tutto il B che possedeva alla Teut. (B=20%): la percentuale di B deve diminuire
conformemente al diagramma di fig.40, portandosi dal 20% al 10%. Il 10% in eccesso deve
cioè essere "espulso" dalla fase α, presente tutta in forma di grani omogenei (vedi la 3
finestra di controllo, partendo dall'alto). Questo è possibile attraverso fenomeni diffusivi che
mobilitano gli atomi B in eccesso all'interno dei grani a verso zone ricche di vacanze
reticolari, come i bordi grano: qui gli atomi di B in eccesso si uniscono con pochi atomi di A,
precisamente in proporzione 10/90 (i.e. 10% in peso di A e 90% di B), a formare la fase b,
come d'altronde evidenziato dal diagramma di stato a Tambiente. Il risultato è la
progressiva formazione di fase β ricca in B al bordo dei grani α. Il fenomeno di formazione
delle placchette b a bordo dei grani a procede quindi fino alla Tamb., con il risultato finale di
una microstruttura costituita da:
• Grani omogenei di fase α, precisamente si tratta di α al 10%B (o simbolicamente
α10);
• Placchette omogenee di fase β, precisamente si tratta di β al 90% (o simbolicamente
β90).
Il fenomeno appena descritto che prevede l'abbattimento del contenuto di B in eccesso in
soluzione solida α attraverso la formazione di fase β va sotto il nome di smiscelamento.
Fig.40 - Diagramma a parziale miscibilità: caso di un sistema al limite di solubilità di B in α alla temperatura
eutettica.
Le considerazioni appena fatte per il sistema B=20% sono identiche anche per un sistema
qualsiasi con 10% < B < 20% con l'accortezza seguente. Si veda come esempio il sistema
B=15% in Fig.41.
Fig.41 - Diagramma a parziale miscibilità con presenza di un limite di solubilità di B in soluzione solida α
Procedendo nel raffreddamento della massa solidificata (cioè al di sotto della temperatura
T=T2 ) in grani a, non succede nulla fino alla T=T3. Da questa temperatura a varianza cambia,
poiché il sistema da monofasico si trasforma in bifasico (infatti la seconda fase β sta
iniziando a formare placchette a bordo grano di a per via dello smiscelamento). Questa
variazione viene segnata sulla curva di raffreddamento con una freccia: essa denota il
cosiddetto "punto singolare" della curva di raffreddamento, ovverosia un punto di
impercettibile cambio di pendenza che lo strumento è in grado di apprezzare (la formazione
di una nuova fase avviene sempre con modifiche di tipo termodinamico).
NB: È importante osservare che questa variazione minima di pendenza ai fini degli
esercizi NON deve essere segnata, pertanto la curva di raffreddamento in Fig.41
mantiene la stessa pendenza che aveva anche nel tratto monofasico a varianza V=2.
Ciò che è importante è invece segnalare il fenomeno di nascita della nuova fase
mediante la freccia come in figura.
Caso del sistema eutettico e lo smiscelamento intra-lamellare
Vediamo un altro caso, quello del sistema eutettico studiato sul medesimo diagramma di
tipo a parziale miscibilità e singolo smiscelamento della fase α. Riferiamoci alla fig.42.
Se si comparano i risultati mostrati in Fig.42 relativi alla curva di raffreddamento e ai
costituenti strutturali ottenuti durante il raffreddamento, non appare alcuna differenza nei
confronti con il sistema eutettico studiato in Fig.39a, ovverosia quanto visto per u sistema
eutettico del diagramma a parziale miscibilità senza smiscelamento.
Ma a guardar bene una differenza sostanziale esiste tra i due. Il fenomeno dello
smiscelamento presente in Fig.42 procede anche per il grano a lamelle eutettico; la fase α
cioè deve abbattere il contenuto di B dalla Teut- e lo fa sempre in accordo con il suo
diagramma di stato: la fase α smiscela la fase β. Tuttavia in questo caso lo smiscelamento
della fase β da α non produrrà alcuna placchetta al bordo grano lamellare; il sistema infatti
procede con la "soluzione" a più a basso "costo" energetico possibile: piuttosto che
costruire da zero una nuova struttura a bordo grano di tipo β, lo smiscelamento procede
con la migrazione di atomi B dalla lamella α verso la contigua lamella β. In altre parole, lo
smiscelamento avviene tutto in maniera intra-lamellare con l'effetto finale di un
ispessimento delle lamelle di β, a scapito di quelle α, come evidenziato in fig.42.
Fig.42- Sistema eutettico nel diagramma a parziale miscibilità con singolo smiscelamento.
Sistemi ipo-eutettico e iper-eutettico
Conosciamo ora come procede lo smiscelamento della fase b da a sia nel caso la fase a sia
interna a grani omogenei di tipo a oppure sia in forma di lamelle all'interno del grano
eutettico (vedi schema in fig.43).
Fig.43- Possibili fenomeni di smiscelamento: a) in placchette a bordo grano di cristalli omogenei contigui; b)
intra-lamellare all'interno di cristalli eutettici.
In base a questi due fenomeni di smiscelamento, e in base a tutto quanto visto finora,
possiamo studiare i rimanenti due sistemi, ipo-eutettico e iper-eutettico del diagramma di
stato a parziale miscibilità con singolo smiscelamento della fase α. I risultati sono riportati in
Fig.44 e fig.45.
Fig.44 - Sistema ipo-eutettico del digramma a parziale miscibilità con singolo smiscelamento.
Fig.45 - Sistema iper-eutettico del digramma a parziale miscibilità con singolo smiscelamento.
La trasformazione Peritettica
Nel caso di parziale miscibilità allo stato solido un diagramma di stato binario di metalli
possono presentare al posto dell’orizzontale eutettica un'altra trasformazione notevole,
detta peritettica. Un esempio di un diagramma di stato con trasformazione peritettica è
riportato in figura 46.
Se da un lato possono esserci diverse particolarità a caratterizzare un diagramma di stato
con peritettica, ovverosia possiamo avere casi dove la fase solida α presenta il fenomeno
dello smiscelamento (al contrario dell'esempio di fig.46), oppure casi con fase β in assenza
di smiscelamento (invece che il caso presentato in figura), ciò che accomuna tutti i
diagrammi peritettici è la presenza della curva del liquidus al di sotto della trasformazione
orizzontale zero-variante.
Fig.46 - Sistema a parziale miscibilità allo stato solido con trasformazione peritettica.
Tutte le regole viste finora, quali sono ovviamente valide anche in questo caso. Per lo studio
del diagramma peritettico dobbiamo perciò occuparci soltanto di definire quale sia la
trasformazione zero-variante che accade alla Tperitettica. Come abbiamo visto in
precedenza per la trasformazione eutettica, occorre prima descrivere quale sia la
"equazione" di trasformazione di fase e quella dei costituenti strutturarli.
Considerando il caso più semplice, quello di un sistema a concentrazione peritettica
(ovverossia la concentrazione che passa proprio per il punto di cuspide della fase solida β
che si origina durante la trasformazione) la trasformazione peritettica avviene con reazione
di due reagenti, cioè il liquido peritettico e la fase solida formata durante la iniziale
solidificazione, cioè α nell'esempio di figura 46, per dare come unico prodotto la nuova fase
β:
(eq.1) Liquido peritettico + cristalli di fase α --> cristalli di fase β
In fig.47 le equazioni simboliche.
Fig.47 - Relazioni di trasformazione peritettica, con reazione del liquido peritettico con i cristalli di fase solida:
a)equazione simbolica della trasformazione di fase; b) stessa relazione espressa in termini di trasformazione di
costituenti strutturali.
Nota la equazione peritettica, possiamo ora studiare il sistema peritettico di fig.48. Fino alla
temperatura Tperitettica non si verificano fenomeni diversi da quelli già visti in precedenza:
il liquido solidifica in un intervallo di temperatura formando cristalli di fase omogenea
α. Alla temperatura Tperitettica+ sono presenti cristalli α di composizione 20%B e liquido di
composizione 80%B.
Portiamoci ora alla temperatura Tperitettica. A questo punto i cristalli α ed il liquido
peritettico reagiscono tra di loro e danno origine ad una nuova specie cristallina
β (peritettico). Tale trasformazione avviene a temperatura costante, come nel caso della
trasformazione eutettica: alla temperatura Tperitettica sono presenti 3 fasi (α, β e liquido),
ed il sistema è zero-variante. Al di sotto della temperatura Tperitettica, cioè a temperatura
Tperitettica – sono presenti quindi solo cristalli β e non c’è più traccia dei cristalli α
formatisi.
Fig.48 - Studio del diagramma con concentrazione peritettica B=60%.
Durante l'ulteriore raffreddamento, i cristalli b subiscono il fenomeno dello smiscelamento,
introdotto nella precedente sezione. Questo porta alla finale microstruttura fatta da cristali
omogenei di β con placchette a bordo grano di α.
Caso della lega con concentrazione non peritettica
Merita attenzione il caso in cui il sistema che si considera sia a concentrazione inferiore
(fig.49a) o superiore (fig.49b) alla concentrazione peritettica.
Fig.49 - Sistemi con concentrazione inferiore e superiore alla peritettica.
Ciò che accade in questi due casi è che la reazione peritettica non avviene in modo
perfettamente bilanciato, ma nell'uno e nell'alto caso il liquido arriva alla Tperitettica con un
eccesso di fase complementare. Nello specifico:
• Per il caso di fig.49a, il liquido arriva alla Tperitettica con eccesso di cristalli solidi α; la
reazione (1) dunque si scriverà:
(eq.2) Liquido peritettico + eccesso di cristalli di fase α --> cristalli di fase β + residui
di cristalli α
•
Per il caso di fig.49b, il liquido arriva alla Tperitettica in eccesso; la reazione (1)
dunque si scriverà:
(eq.3) Liquido in eccesso + cristalli di fase α --> cristalli di fase β + Residuo di liquido
Note queste due reazioni, è possibile quindi completare lo studio dei due diagrammi di
fig.49, come mostrato in fig.50 e fig.51.
Fig.50 - Sistema con concentrazione inferiore alla peritettica.
Fig.51 - Sistema con concentrazione superiore alla peritettica.
Osservazione: Confrontando la microstruttura a Tamb ottenuta in fig.50 con quella di fig.48,
occorre rilevare come non vi sia presenza delle placchette di α smiscelate a bordo grani
β, Nonostante lo smiscelamento sia presente. Questo dipende dal fatto che per il sistema in
fig.50, già a partire dalla Tperitettica- esiste già un "edificio" cristallino α pronto ad
accogliere nuovo α smiscelato. Dunque lo smiscelamento produce solo un ulteriore
accrescimento dello spazio occupato dai grani α (per la precisione ciò che accade è che al
bordo tra due grani α e β, la porzione confinante di grano β si modifica in fase α, venendo
quindi "assorbita" dal cristallo α.
Riassumendo: Per una trasformazione orizzontale peritettica ed eutettica le fasi esistenti
durante la trasformazione sono 3 (i.e. varianza = 0). In particolare,
i.
per la peritettica abbiamo
• Una zona di "cuspide" bassa, che denota la nascita di una fase peritettica omogenea a
seguito della trasformazione;
• Gli estremi del segmento sono una fase liquida ed una omogenea solida formata
durante la presedente fase di solidificazione a varianza = 1;
•
ii) per la eutettica abbiamo
• Una zona di "cuspide" alta, che denota la fase liquida che si trasforma, scomparendo,
per dare origine a due fasi distinte;
• Gli estremi del segmento sono le due fasi nella quali in liquido si trasforma.
Diagrammi di stato binari complessi con composto
intermetallico e fasi intermedie
I diagrammi di stato introdotti nei precedenti paragrafi sono detti semplici perché, rispetto
ai casi di leghe reali, appaiono in effetti più semplificati. Tuttavia essi introducono delle
regole generali che, se seguite, permettono di discutere qualsiasi diagramma. Diagrammi
binari complesso sono a titolo di esempio quelli raffigurati in Fig.52.
Fig.52 - Diagrammi di stato complessi: a) con fase intermetallica congruente; b) con composto intermetallico
congruente; c) con fase intermetallica incongruente; d) con composto intermetallico incongruente.
Come si può notare, tutti gli esempi in Fig.52 sono un assemblato di diagrammi semplici; ad
esempio, il diagramma in fig.52a e 52b sono un assemblato di due diagrammi eutettici
semplici affiancati e possono essere trattati nel modo solito, pur di spezzarli in due
mediante la verticale corrispondente al composto o fase intermetallica. Anche i diagrammi
in Fig.52c e 52d sono un assemblato di due diagrammi semplici, un diagramma peritettico
(in alto a destra) ed un diagramma eutettico (in basso a sinistra) separati da una fase o
composto intermetallico.
Osservazione 1: è essenziale per la comprensione dei diagrammi di stato complessi
tratteggiare correttamente i campi monofasici. Una regola pratica suggerita è la seguente.
Si tracciano delle linee orizzontali (a diverse altezze) e si verifica che:
• Sugli assi devo ritrovare due campi o linee monofasiche;
• Ad un campo monofasico (tratteggiato) si alterna un campo bifasico (bianco)
Osservazione 2: Tutte le linee orizzontali sono trasformazioni di tipo eutettica o peritettica
come già visto, oppure eutettoidica o peritettoide ( quest'ultima un po' più rara) che si
differenziano dalla eutettica e peritettica per il solo fatto che la trasformazione avviene in
presenza di fasi tutte solide (vedi un esempio in fig.53).
Fig.53 - a) Diagramma di stato con trasformazione eutettoidica; b) diagramma di stato con trasformazione
peritettoide.
Nel caso più frequente della trasformazione eutettoidica, il costituente eutettoidico che si
forma lo fa in accordo con la equazione di trasformazione di fase e di costituenti in Fig.54
(che richiama molto la equazione di Fig.33).
Fig.53 - Relazioni di trasformazione eutettoidica: a)equazione simbolica della trasformazione di fase, da fase
omogenea a (vedi Fig.53a) in due fasi β e γ; b) stessa relazione espressa in termini di trasformazione di
costituenti strutturali, da fase α alla concentrazione eutettoidica in grano lamellare.
II-Diagramma di Stato Binario Ferro-Carbonio (FeC)
CONSIDERAZIONI INTRODUTTIVE
Il Fe puro è polimorfo, esistendo in varie forme allotropiche, cioè diverse strutture a
seconda della temperatura. In particolare:
Forma allotropica
Struttura cristallina
Ferro α
cubico corpo centrato (c.c.c.)
Ferro γ
cubico facce centrate (c.f.c.)
Ferro δ
cubico corpo centrato (c.c.c.)
Campo di esistenza
stabile fino a 912°
912° - 1394°
1394° - 1537°
Le strutture d’equilibrio delle leghe ferro e carbonio, cioè acciaio e ghisa, sono invece
rappresentate dal diagramma di stato ferro-carbonio (fig.54).
Fig.54 - Diagramma di stato Ferro-Carbonio.
La verticale di destra del diagramma di figura 54 viene tracciata in corrispondenza della
concentrazione di C pari a 6,69%. Questa è la quantità di carbonio contenuta nel composto
interstiziale carburo di ferro, formula chimica Fe3C detto anche cementite. Il diagramma
rappresentato in figura 54 è quindi, più propriamente, un diagramma ferro-cementite. Per
convenzione è però definito ferro-carbonio.
Si parla di acciai se il tenore di C < 2,11.
In particolare, in riferimento alla concentrazione eutettoidica, si parla di:
• acciai ipoeutettiodici se C < 0,77%
• acciai eutettoidici se C = 0,77%
• acciai ipereutettoidici se C > 0,77%
Si parla di ghise per C>2,11
In particolare, in riferimento alla concentrazione eutettica, si parla di:
• ghise ipoeutettiche se C < 4,3%
• ghise eutettiche se C = 4,3%
• ghise ipereutettiche se C > 4,3%
Nel diagramma F-C si evidenziano anche le temperature critiche o punti critici, ovverosia il
luogo geometrico della trasformazioni notevoli come di seguito elencato:
A4: luogo geometrico al variare di C delle temperature di trasformazione δ ↔ γ
A3: luogo geometrico al variare di C delle temperature di trasformazione γ ↔α
A1: luogo geometrico al variare di C della temperatura di trasformazione eutettoidica
(costante, a 727°C)
Acm: luogo geometrico al variare di C della temperatura di trasformazione γ ↔F3C
Il diagramma Fe-C semplificato
Vediamo ora come ai fini della trattazione del diagramma Fe-C, cioè dello studio della
evoluzione delle microstrutture fino alla Tambiente, ci si può riferire anche ad un
diagramma cosiddetto semplificato. La semplificazione viene fatta in corrispondenza della
fase δ e della fase α, come di seguito descritto.
Semplificazione della fase δ
Si consideri la porzione di diagramma Fe-C in figura 55. La fase che si ottiene dopo il
completamento della solidificazione in tutti e tre i sistemi I, II e III è sempre la fase
omogenea γ.
Fig.55 - Diagramma di stato ferro-carbonio nella parte alta studiata per i 3 sistemi con concentrazione inferiore,
uguale o superiore alla concentrazione peritettica.
In tutti i casi visti, I, II e III, a partire da una certa temperatura in giù si ha sempre la
formazione di cristalli γ di composizione pari a quella del liquido di partenza. Si può pertanto
semplificare la PARTE ALTA del diagramma Fe-Fe3C come in fig.56.
Fig.55 - Diagramma di stato ferro-carbonio semplificata nella parte alta, con la scomparsa della fase δ.
Semplificazione della fase α
Poiché il limite della solubilità del C nella fase a è molto bassa sia a 727°C (pari a 0.02%) sia a
temperatura ambiente (pari a 0.008%). In tal caso, ai fini della semplificazione dei calcoli che
verranno svolti negli esercizi, si può contrarre la fase a sull'asse delle ordinate, assumendo
cioè che essa sia a circa 0% di carbonio. Il diagramma Fe-C si semplifica quindi come
mostrato in fig.57.
Fig.57 - Diagramma di stato ferro-carbonio semplificata nella parte bassa, con lo schiacciamento della fase α
sull'asse delle ordinate .
In definitiva, il diagramma Fe-C semplificato si presenta come in fig.58. D'ora in poi si farà
riferimento a questo diagramma per studiare l'evoluzione della microstruttura delle leghe
del Fe-C, al variare di C, a temperatura ambiente.
Fig.58 - Diagramma Fe-C semplificato.
II- Diagramma di Stato Fe-C: studio degli acciai (C<2.11%)
In questa sezione vengono studiati i 3 sistemi Fe-C: a) ipo-eutettoidici, b) eutettoidici, c)
iper-eutettoidici. Le regole che sono applicate per lo studio del Fe-C sono quelle apprese
nello studio dei diagrammi di stato semplici. Come infatti anticipato, ogni diagramma
complesso è un assemblato di diagrammi di stato semplici.
Acciai ipo-eutettoidici: C<0.77%
In fig.59 viene raffigurato il diagramma Fe-C per una lega ipo-euttetoidica e l'evoluzione
delle sue strutture. Lo studio prevede l'impiego di regole già note, tranne per una
particolarità: ogni costituente strutturale del diagramma Fe-C ha un suo nome proprio,
ovverosia:
• I grani di fase omogenea γ si chiamano AUSTENITE (simbolicamente indicati con la
lettera A)
• I grani di fase omogenea α si chiamano FERRITE (simbolicamente indicati con la
lettera F);
• I grani di fasi alternate in lamelle (è il costituente eutettoidico degli acciai, in accordo
con l'equazione di trasformazione mostrata in Fig.53) si chiamano PERLITE
(simbolicamente indicati con la lettera P).
Fig.59 - Evoluzione dei costituenti strutturali a temperatura ambiente per un acciaio di tipo ipoeutettoidico.
Acciai eutettoidici: C=0.77%
In fig.60 viene raffigurato il diagramma Fe-C per una lega eutettoidica e l'evoluzione delle
sue strutture.
Fig.60 - Evoluzione dei costituenti strutturali a temperatura ambiente per un acciaio di tipo eutettoidico.
Acciai iper-eutettoidici: C>0.77%
In fig.61 viene raffigurato il diagramma Fe-C per una lega iper-eutettoidica e l'evoluzione
delle sue strutture. Si noti che lo smiscelamento di fase Fe3C dalla fase g produce una rete
continua a bordo grano dell'austenite. Essendo un nuovo costituente strutturale, viene
anch'esso chiamato con un nome: si tratta della Cementite II.
Fig.61 - Evoluzione dei costituenti strutturali a temperatura ambiente per un acciaio di tipo iper-eutettoidico.
***
Riepilogo
A temperatura ambiente quindi abbiamo visto che le microstrutture di EQUILIBRIO degli
acciai (cioè quelle ottenute con "storie termiche" che procedono con un lentissimo
raffreddamento - per successivi stati di equilibrio) sono rispettivamente:
• grani di FERRITE e PERLITE per gli acciai ipo-eutettoidici (Fig., con la proporzione tra le
due strutture FERRITE e PERLITE governata dalla percentuale di carbonio (man mano
che %C cresce fino al limite di 0,77%, la PERLITE aumenta a scapito della FERRITE;
• grani tutti PERLITICI nel caso di acciai eutettoidici;
• grani di PERLITE circondati da una rete di cementite, cioè dalla CEMENTITE II o CII, nel
caso di acciai iper-eutettoidici; la quota parte CII rispetto alla PERLITE è governata
dalla percentuale di carbonio: maggiore è la percentuale di carbonio, maggiore è la
quota parte di CII rispetto la PERLITE;
Ma come cambiano le strutture a temperatura ambiente se consideriamo un diagramma FeC completo, al posto del diagramma semplificato impiegato nelle 3 figure precedenti? In
tutti e 3 i casi notevoli (ipo-eutettoidici, eutettoidici e iper-eutettodici) la differenza in
termini di fasi consiste ovviamente nella presenza al di sotto della T=727°C del limite di
solubilità del carbonio in fase α, cioè l'evidenza del fenomeno dello smiscelamento di fase
Fe3C dalla fase α che nel diagramma Fe3C no può ovviamente essere valutato (essendo la
fase a ridotta alla verticale con circa 0% di carbonio). Vediamo caso per caso cosa cambia
quando si consideri lo smiscelamento di Fe3C dalla fase α.
1. Nel caso di un acciaio ipo-eutettoidico, la fase Fe3C smiscelata da fase α produrrà:
•
minuscole placchette a bordo dei grani FERRITE, come già rappresentato in Figura 43a
(vedi anche la figura qui di seguito); le placchette a bordo grano un nuovo costituente
strutturale che prende il nome di Cementite Terziaria, o simbolicamente CIII;
•
la fase α presente in forma di lamelle nella perlite smiscela la fase Fe3C direttamente
in contiguità con la lamella di fase Fe3C a lei affiancata, cioè come già discusso nello
schema di Fig.43b; ciò significa che la quota parte di Fe3C smiscelata dalle lamelle α
va ad ispessire internamente al grano perlitico le lamelle di Fe3C.
Dunque nel caso di acciai ipo-eutettoidici, anche detti acciai FERRITICO-PERLITICI, il
considerare il diagramma Fe-C completo implica che a T ambiente ci sia anche un terzo
costituente strutturale, la CIII appunto, insieme con la FERRITE e la PERLITE. Dal punto di
vista delle caratteristiche meccaniche, invece, lo smiscelamento è così esiguo e le placchette
di CIII così piccole da NON modificare le proprietà della microstruttura FERRITE e PERLITE
che abbiamo considerato nel diagramma Fe-C semplificato. Vediamo perché. Le
caratteristiche meccaniche cioè il carico unitario a snervamento, ad esempio, dipendono
come tutti i metalli dalla possibilità di movimento delle dislocazioni all'interno della
struttura reticolare, o per meglio dire, dall'impedimento del loro moto prodotto dai vari
disturbi reticolari. All'interno delle strutture di equilibrio degli acciai appena viste, la fase
nella quale le dislocazioni possono muoversi liberamente è la fase α: si tratta infatti di una
fase costituita da un reticolo a bassissimo contenuto di carbonio, cioè quell'elemento
interstiziale degli acciai in grado di produrre un disturbo al moto delle dislocazioni. La
presenza di fase Fe3C, ad esempio, in forma di lamelle di PERLITE inibisce il moto delle
dislocazioni: poiché le dislocazioni non possono transitarla, vengono limitate nel loro
movimento all'interno della contigua lamella di fase α. Quanto più la lamella di fase α è
sottile, e dunque per converso, quanto più la lamella di Fe3C è spessa, tanto più le
dislocazioni faranno fatica a muoversi. Ciò che macroscopicamente si produce è un aumento
delle caratteristiche meccaniche, a partire dal Rsn, ivi compreso il Rm e la durezza del
materiale. Ora, se pur vero che lo smiscelamento di fase a in CIII qui considerato va ad
aggiungere placchette di Fe3C a bordo grano (anche loro potenziale disturbo delle
dislocazioni) che debbano muoversi da grano a grano, e/o aumentino l'ispessimento della
lamelle Fe3C all'interno del grano lamellare perlitico, la porzione di Fe3C smiscelata è
talmente bassa che sia la produzione di placchette di CIII sia l'ispessimento lamellare di Fe3C
non ha alcuna pratica ricaduta sull'inibizione al moto delle dislocazioni.
Questo ragionamento relativo alla facilità o meno con cui le dislocazioni si muovono
all'interno delle strutture di EQUILIBRIO degli acciai è però fondamentale per rappresentare
in scala qualitativa di Fig.62 l'andamento delle caratteristiche meccaniche (e duttili, in
opposizione alle prime) di queste stesse strutture.
Fig.62 - Scala qualitativa delle proprietà meccaniche delle microstrutture di equilibrio.
2. Nel caso di un acciaio eutettoidico, lo smiscelamento di Fe3C dalla fase a produce
l'ispessimento delle lamelle di Fe3C presente nella perlite. Anche in tal caso le proprietà
meccaniche non si modificano rispetto al caso del diagramma semplificato Fe-C per le
stesse motivazioni espresse nel caso degli acciai ipo-eutettoidici: se è vero che le
dislocazioni che possono muoversi liberamente nella matrice di fase α vengono
maggiormente limitate nel loro movimento dalla presenza di lamelle Fe3C più spesse, la
variazione di spessore dovuta al fenomeno dello smiscelamento è talmente esigua da non
produrre alcun aumento della resistenza meccanica nei confronti della struttura perlite
considerata su un diagramma Fe-C semplificato;
3.Nel caso di acciaio iper-eutettoidico, lo smiscelamento di Fe3C dalla fase a produce
l'ispessimento delle lamelle di Fe3C della perlite. Valgono le stesse considerazioni fatte a
riguardo al punto 2 relativamente alla invariabilità delle proprietà meccaniche ottenibili
studiando un diagramma Fe-C semplificato al posto che un Fe-C completo.
IMPORTANTE: ciò che invece è importante è che all'aumentare di C, le strutture di
equilibrio degli acciai si modificano aumentando le loro caratteristiche meccaniche (vedi
ancora Fig.62) in proporzione al tenore di C - in accordo con la regola della leva - poiché di
fatto l'aumento di C riduce la quantità di fase α "libera", quella cioè presente in grani di
FERRITE negli acciai ipo-eutettoidici e quella presente in lamelle α, per la struttura
PERLITE. Questo a vantaggio della fase Fe3C che è in grado di inibire il moto delle
dislocazioni.
***
Osservazione: Dal punto di vista teorico è più corretto rappresentare la formazione di nuovi
cristalli di perlite (nel triplice caso di acciai ipo-eutettoidici, eutettoidici ed iper-eutettoidici)
a partire dai cristalli di austenite con il fenomeno della nucleazione e accrescimento già
peraltro evidenziato nelle finestre di controllo di fig.59. In altre parole, anche il grano
perlitico si forma per nucleazione e accrescimento a partire dai bordi grano particolarmente dai punti tripli di unione di bordi grano - in accordo con lo schema di
seguito rappresentato in Fig.63. In ogni caso, a fini didattici e di esercizi proposti, è
considerata valida anche la rappresentazione più comoda e rapida che prevede la
trasposizione in lamelle di tutta l'area bianca che nella finestra di controllo rappresenta
l'austenite (vedi fig.59-61).
Figura 63 - Schema realistico di trasformazione di austenite in perlite in un acciaio ipo-eutettoidico.
II- Diagramma di Stato Fe-C: studio delle ghise (C>2.11%)
Come anticipato nella introduzione al diagramma Fe-C, con carbonio superiore al 2,11% in
lega con il Fe si parla di ghise e non più di acciai.
Per lo studio delle 3 diverse tipologie delle ghise, ovverosia ghise ipo-eutettiche, eutettiche
ed ipereutettiche, si applicano tutte le regole già viste precedentemente. Tuttavia prima di
procedere è necessario introdurre 3 nuovi costituenti strutturali - non ancora incontrati
nello studio degli acciai - derivanti da:
• La trasformazione zerovariante eutettica alla T=1148°C; si tratta del costituente
strutturale eutettico delle ghise. Esso si genera in base alle "equazioni" di fase e di
trasformazione strutturale mostrata in Fig.64. Il nuovo costituente strutturale che si
forma dal liquido eutettico sono grani cristallini a matrice di fase γ e globuli di Fe3C
(carburo di ferro) ed ha il nome di LEDEBURITE.
Fig.64 - Relazioni di trasformazione eutettica: a)equazione simbolica della trasformazione di fase, da fase
liquido eutettico che ha raggiunto la concentrazione eutettica del Fe-C pari a 4,3% in due fasi γ e Fe3C; b)
stessa relazione espressa in termini di trasformazione di costituenti strutturali, da fase liquida a
concentrazione eutettica in grano globulare.
.
•
La trasformazione zerovariante eutettoidica alla T=727°C; si tratta del costituente
strutturale eutettoidico delle ghise che si forma quando la fase γ, cioè la matrice del
costituente LEDEBURITE (formatosi precedentemente alla T=Teutettica) si trasforma
in base alla già nota equazione mostrata in Fig.53.Il nuovo costituente strutturale che
si forma dalla fase γ a concentrazione eutettoidica sono grani cristallini a matrice
lamellare e globuli di Fe3C (carburo di ferro) ed ha il nome di LEDEBURITE
TRASFORMATA di seguito illustrata.
•
La separazione diretta di fase Fe3C dal liquido iper-eutettico, che va sotto il nome di
Cementite Primaria o simbolicamente CI, come mostrato nella figura che segue:
Ghise ipo-eutettiche: 2,11%<C<4,3%
Fig.65 - Evoluzione dei costituenti strutturali a temperatura ambiente per una ghisa di tipo ipo-eutettica.
Ghise eutettiche: C=4,3%
Fig.66 - Evoluzione dei costituenti strutturali a temperatura ambiente per una ghisa di tipo eutettica. Al di
sotto della T eutettica non si forma CII al bordo dei grani ledeburitici perché lo smiscelamento della fase Fe3C
avviene prevalentemente all’interno dei grani, con aumento dimensionale dei globuli di Fe3C.
Ghise iper-eutettiche: 4,3%<C<6,69%
Fig.67 - Evoluzione dei costituenti strutturali a temperatura ambiente per una ghisa di tipo iper-eutettica.
(Laboratorio)
Le microstrutture dei metalli e delle leghe
Da <http://www.opto-lab.com/images/microscopi/xds2.jpg>
Questo discorso lo riprenderemo quando faremo le microstrutture dei materiali.
Per analizzare un metallo e andare a curiosare nell'oculare, si utilizza un microscopio
dritto(storicamente utilizzato da tutti quei campi che non sono la metallurgia dove vanno a
lavorare dove la luce passa attraverso) o rovesciato(è fatto apposta per analisi di materiale
attraverso il quale la luce non passa, si dice rovesciato perché il campione si presenta
rovesciato).
Si potrebbe usare anche il dritto per metallurgia ma andrebbe calibrato in modo tale che la
luce arrivi a colpire il materiale a 90 gradi, cosa che avviene di base nel rovesciato.
Metodologia di utilizzo: la luce illumina il pezzo e deve essere riflessa tutta(sarebbe meglio),
per far ciò la superficie del pezzo deve essere lucidata a specchio se no non riflette, e
incanalata nell'oculare(la luce va regolata perché se no arriva diretta nell'occhio) ma se
all'interno del metallo c'è un piccolo difetto come un graffio(dovuto anche dalla
preparazione del campione) essa devia la luce di cui il campione è irradiata e si vedrà un
graffiettino nell'oculare
Ora se però lasciando perdere i graffi di lucidatura a specchio e all'interno del materiale è
presente una cavità e quindi un difetto appartenente al materiale, oppure un residuo
ceramico che non riflette la luce, queste particelle anormali vengono rilevate come grigie.
Preparazione lucidatura a specchio:
1. Taglio: del pezzo del metallo da provare(tramite ad esempio troncatrice
metallografica),
Ma spesso non si ha un pezzo da tagliare magari abbiamo un'intera struttura di una
macchina da studiare, allora a quel punto si taglia un pezzo manipolabile chiamato
Campione metallografico(SEZIONAMENTO DEL COMPONENTE) per poi essere
lavorata sotto la macchina precedente.
2. A questo punto abbiamo il pezzo ma va lucidato: si prende il campione e si va sulla
spianatura meccanica che attraverso delle carte abrasive si sgrossa levigando il
campione via via con carte sempre più fini.
3. Ora è il momento della lucidatura che, dopo un preventivo lavaggio in alcool, consiste
nello spruzzare uno spray al diamante sintetico con lucidatura a 8 micron, per poi
arrivare alla lucidatura vera e propria che porta la rugosità ad un micron(specchio
vero e proprio).
Per ora io vedo bianco, a parte le imperfezioni per le quali dovrò fare dei rilevamenti, ma il
materiale non è stato preparato per l'osservazione della sua microstruttura. Quindi prendo il
pezzo e lo immergo in una soluzione acida(dipendente dalla composizione del pezzo).
Mentre lo si osserva questa aggressione porta il colore bianco del pezzo in grigio ed è
un'aggressione omogenea alla superficie tranne che per i bordi di grano perché essi avranno
una concentrazione atomica differente rispetto al resto(quindi si scaverà di più producendo
un solco). Successivamente si lava nuovamente il campione e siamo pronti per il
rilevamento a microscopio che mostrerà ora delle parti scure riferite ai nostri bordi di grano.
La fase Alpha si intende una soluzione di atomi di A e atomi di B
Da <http://www.remet.it/it/solidografia/metallografia/troncatrici/img/TR-100-Evolution.jpg>
I trattamenti termici degli acciai
Da questo momento ci occuperemo degli acciai, ovverosia delle leghe Fe-C che sono
rappresentate sul diagramma Fe-C appena discusso come leghe del Fe con carbonio
variabile fino alla percentuale limite del 2,11%.
INTRODUZIONE
Le microstrutture descritte dal diagramma di stato Fe-C non sono le migliori dal punto di
vista di impiego industriale, per due motivi:
1. Le caratteristiche meccaniche risultano governate unicamente dalla presenza del
carbonio e non sono dunque ottimizzabili nel caso pratico che si desideri, ad
esempio, esaltare maggiormente le caratteristiche di resistenza meccanica (es:
parametro Rm) senza però decrescere molto in caratteristiche di duttilità (es:
parametro A%) e tenacità (es: parametro KV che verrà a breve introdotto, vedi la
sezione "Prove di Durezza e di Tenacità"). Riferendoci infatti alle strutture di
equilibrio degli acciai deducibili dal diagramma Fe-C, ed in particolare riferendoci
alla Fig.62, non vi sarebbe altro modo di incrementare la resistenza di un acciaio
incrementando il tenore di carbonio, sì da ridurre la fase α all'interno della
microstruttura, che, come visto, è un facile "veicolo" di moto delle dislocazioni.
Ma l'incremento di C prevede ovviamente da diagramma Fe-C l'incremento della
fase Fe3C che causa, per valori elevati di C, la formazione di una rete fragile di CII
a bordo grano, con perdita eccessiva di duttilità e tenacità;
2. I tempi di raffreddamento necessari per ottenere le strutture degli acciai di
EQUILIBRIO appena studiate sono troppo lunghi, non percorribili con la pratica
industriale perché impegnerebbero troppo a lungo forni di riscaldamento ad alta
temperatura, cosi da rendere non competitivo alcun acciaio per gli alti costi e
tempi di produzione, cosa che in realtà non avviene.
Fortunatamente è possibile eseguire riscaldamenti e raffreddamenti praticabili
industrialmente sia per le temperature limitate, sia soprattutto per i tempi di
raffreddamento imposti. La sequenza di riscaldamento e raffreddamento in generale
viene denominata trattamento termico. La fase di riscaldamento il più delle volte viene
condotta per portare l'acciaio all'interno del forno al di sopra di una temperatura
opportuna tal per cui la struttura diventi tutta austenitica. Questo è necessario per
poter preparare la massa metallica alle successive trasformazioni che necessariamente
avverranno, essendo l'Austenite un costituente per leghe binarie Fe-C non ammesso al
di sotto della temperatura 727°C.
Vedremo che è proprio la seconda fase del trattamento termico, cioè il raffreddamento
guidato, che interviene nella generazione di strutture maggiormente ottimizzate per lo
scopo. Non è importante ora scendere nei dettagli riguardo gli scopi diversi che si
desiderano a livello ingegneristico (se ne parlerà quando tratteremo le tipologie di
acciai), ma per ora basti considerare che 2 sono le strategie di massima possibili:
1. Esaltare le caratteristiche meccaniche, es. Rm, Rsn, Durezza mantenendo però
buone proprietà di tenacità e duttilità;
2. Ridurre le caratteristiche di resistenza prima citate (Rsn, Rm e durezza) ed al
contrario aumentare e caratteristiche di duttilità per ottenere migliore lavorabilità
del materiale alle macchine utensili.
1.
2.
3.
d.
e.
Le strutture ottimizzate che studieremo a breve sono in genere ottenute raffreddando
la struttura Austenitica (vedi ancora Fig.68) con i mezzi solitamente disponibili nella
pratica industriale, ovverosia:
lento raffreddamento in forno;
raffreddamento in aria;
raffreddamento in olio (a diverse temperature);
raffreddamento in acqua;
raffreddamento isotermo (i.e. brusco calo della temperatura, mantenimento isotermo es. in sali fusi - raffreddamento finale in aria);
Fig.68 - Schema di un generico trattamento termico di un acciaio con le fasi essenziali, riscaldamento,
mantenimento e raffreddamento governato .
Al fine di governare le microstrutture in fase di raffreddamento, la fase di riscaldamento
e mantenimento dovrà dunque avvenire a temperatura sufficientemente alta da
convertire tutta la struttura in origine in austenite (vedi Fig.68), ma non troppo per
evitare fenomeni di ingrossamento del grano austenitico che potrebbero causare
eccessiva fragilità in fase di raffreddamento successivo, soprattutto per raffreddamenti
rapidi come ad esempio in olio (Fig.68). Questa fase del trattamento è anche detta di
austenitizzazione. Il mantenimento alla temperatura di austenitizzazione per il tempo
opportuno garantisce a tutta la massa metallica di non solo raggiungere la temperatura
di austenitizzazione, ma di omogeneizzare la struttura austenitica in tutte le regioni
interne delle sezioni del pezzo in trattamento.
Come si nota dal diagramma di Fig.69, per compiere una completa austenitizzazione
occorre entrare in fase γ; in casi specifici per acciai iper-eutettoidici ad alto carbonio, ci
si limita a non superare il limite di temperatura indicato in rosso, ovverosia il limite per il
surriscaldamento. Si noti che aumentando il carbonio la curva di solidus si abbassa
molto e diventa molto alto il rischio di produrre zone surriscaldate (=locali fusioni) del
bordo grano; la temperatura di inizio fusione negli acciai reali può infatti essere
localmente più bassa a causa di disomogeneità di composizione chimica e spesso di
presenza di specie chimiche a basso punto di fusione che si sono segregate (= localizzate
qui durante la solidificazione primaria) a bordo grano.
Fig.69 - Diagramma Fe-C per la parte acciai con evidenziato il limite di temperatura per il trattamento di
austenitizzazione di 5 acciai generici, 2 ipo-eutettoidici, un eutettoidico e due iper-eutettoidici. Si nota in
figura il limite di temperatura di riscaldamento per la austenitizzazione della struttura, cosiddetto limite di
surriscaldamento: al di sora di circa 900-1000°C (dipendentemente dalla composizione chimica dell'acciaio)
l'austenitizzazione avverrebbe con ingrossamento eccessivo del grano. Grano troppo grosso in fase di
trattamento termico non è indicato perché porta a diverse controindicazioni, tra cui la replica di grana
grossolana anche sulle finali strutture di trasformazione ottenute a T ambiente o peggio delle rotture in
fase di raffreddamento spinto, acqua ad esempio.
In ambito di trattamenti termici diventano quindi importanti i luoghi delle temperature
di inizio trasformazione della struttura austenitica. In particolare, si definiscono 3
Temperature Critiche o Punti Critici, come segnati in fig.69:
A1: Punto critico di trasformazione Austenite ↔ Perlite
A3: Punto critico di trasformazione Austenite ↔ Ferrite
Acm: Punto critico di trasformazione Austenite ↔ Cementite II
A questo punto possiamo anche meglio definire tutti quei trattamenti termici segnati
nello schema di fig.68 come trattamenti termici SOPRA I PUNTI CRITICI, intendendo
caratterizzare con questa definizione il fatto che la struttura originaria, qualunque essa
sia, viene cancellata durante la fase di austenitizzazione che porta l'acciaio sopra A1 ed
A3, per l'acciaio ipo-eutettoidico, sopra A1 coincidente con A3 per l'acciaio eutettoidico
e potenzialmente sopra A1 e Acm per acciai iper-eutettoidici (vedi Tabella 1).
Ipo-eutettoidico
(sistema I)
Eutettoidico
(sistema II)
Iper-eutettoidico
(sistema III)
A1(punto
critico)
A->P
A->P
A->P
A3(punto
critico)
A->F
\\
\\
\\
A->C2
Acm
critico)
(punto \\
Tabella 1 - Punti critici che intervengono nel riscaldamento o raffreddamento dei 3 diversi sistemi di acciai
(ipo-eutettoidico, eutettoidico, iper-eutettoidico).
Osservazione. L'aggettivo "potenzialmente" usato per gli acciai iper-eutettoidici, come già
mostrato nello schema di fig.69, deriva dal fatto che per acciai iper-eutettoidici con alte
percentuali di carbonio si preferisce limitare a temperatura di austenitizzazione all'interno
del campo A1-Acm, e dunque in tal caso non sarebbe corretto da un punto di vista formale
parlare di austenitizzazione. Tuttavia, anche nel caso pratico industriale di una non completa
dissoluzione di C (in forma di cementite ) in fase γ, si è soliti definire austenitizzazione il
trattamento di riscaldamento condotto al di sopra di A1 e al di sotto Acm.
Variabilità dei punti critici in funzione della velocità di raffreddamento
Consideriamo un acciaio Ipo-Eutettoidico, al solo carbonio e dunque che è possibile
studiare come fatto sinora su un diagramma di stato binario Fe-C. Per semplicità di
discussione, riferiamoci ad un acciaio del tipo 0,20% di carbonio. In Fig.70 sono mostrati
i suoi punti critici A1 ed A3 sia nel diagramma di stato Fe-C a sinistra, sia nel diagramma
di destra temperatura-velocità di raffreddamento.
Fig.70 - Diagramma Fe-C , a sinistra, con un sistema ipo-eutettoidico al 0,20% di carbonio. Per il sistema
considerato sono evidenziati i due unti critici A1 e A3. Essi sono anche riportati nel diagramma di sinistra,
temperatura-velocità di raffreddamento. La velocità di raffreddamento è bassa, ma non può essere posta
ovviamente pari a zero. È rappresentativa della velocità media di discesa impiegata è per il tracciamento del
diagramma d stato binario, cioè quella risultante da u lento raffreddamento per successivi stati
di equilibrio.
Si osserva sperimentalmente che aumentando la velocità di raffreddamento -ipotizzata
costante e con valori crescenti - i due punti critici tendono ad abbassarsi nel diagramma
di destra e avvicinarsi sempre di più. Da una certa velocità di raffreddamento in poi si
osserva un particolare fenomeno: i 2 punti critici confluiscono in un unico punto critico,
rappresentativo evidentemente di una nuova tipologia di trasformazione da grani
austenitici ad una nuova struttura. Chiamiamo questa struttura Bainite e il nuovo punto
critico lo indichiamo con la lettera B.
Ma non solo.
All'aumentare ulteriormente della velocità di raffreddamento, da una certa velocità di
raffreddamento si nota la nascita di un nuovo punto critico molto più in basso del
precedente, anche questo non rappresentabile su di un diagramma di stato (di
equilibrio). Anche la comparsa di questo nuovo punto critico che definiamo con la
lettera M, che sta per Martensite , ovverosia si osserva la comparsa di una nuovo
costituente strutturale formatasi dai grani austenitici, che però non è presente nel
diagramma di equilibrio Fe-C.
Fig.71 - Stesso diagramma di fi.70, con il risultato finale sull'andamento dei punti critici di trasformazione
dell'austenite all'aumentare della velocità di raffreddamento.
Ciò che accade è che con l'aumentare della cinetica di raffreddamento ci si allontana da
quelle condizioni di equilibrio che facilitano la diffusione di carbonio nel reticolo
austenitico (cioè la prima condizione per favorire le normali trasformazioni A--> F e A->P). Ciò che si produce è dunque una riduzione della cinetica di diffusione, con
conseguente formazione di due nuove strutture di NON equilibrio, denominate appunto
Bainite e Martensite. Vediamo di cosa si tratta.
Fig.72 - Stesso diagramma di Fig.71 con evidenziate le trasformazioni da austenite a bainite e da austenite a
martensite.
La bainite
Il grafico in Fig.72 ci dice che se il raffreddamento procede con velocità blande, anche se
superiori alla velocità di raffreddamento molto lenta da diagramma di stato Fe-C, la
diffusione è ancora permessa e le trasformazioni da austenite in ferrite o austenite in
perlite sono ancora permesse, anche se si paga un prezzo in termini di spostamento
delle temperature critiche verso più basse temperature.
Man mano però che aumento la velocità di raffreddamento, la diffusione del carbonio
viene sempre più diminuita: il carbonio non riesce quindi a disporsi all'interno della
matrice γ si da formare compiutamente le lamelle di Fe3C in alternanza alle lamelle di α,
si da formare la perlite.
Al posto di lamelle invece si forma una grande quantità di piccoli aghetti di Fe3C, che
richiamano morfologicamente delle lamelle frammentate. Questa struttura evidenziata
in Fig.73 prende il nome di bainite. La bainite ha sempre una matrice di base del grano
fatta di ferro α, come la perlite, ma a differenza della perlite la Fe3C è disposta in forma
di minuscoli aghi.
Fig.73 - Confronto tra la perlite e la bainite.
In termini di resistenza meccanica la bainite è più resistente (più alto Rsn, Rm e durezza)
della perlite a parità di carbonio; nonostante le due fasi a e Fe3C siano le stesse, da
diversa distribuzione di Fe3C nel grano bainitico sfavorisce il cammino libero delle
dislocazioni. Le dislocazioni cioè incontrano nel loro camminamento più disturbi offerti
dai numerosi aghi di Fe3C presenti nel grano. Al contrario nella perlite la lamella di fase
a è un percorso preferenziale libero per il camminamento delle dislocazioni.
La bainite è una struttura di NON equilibrio, nel senso che nasce in condizioni non
osservabili nel diagramma Fe-C ma in modo similare alla perlite (cui assomiglia) si forma
per NUCLEAZIONE ed ACCRESCIMENTO di grani a partire da bordi grano e punti tripli di
grani austenitici, quando essi vengono raffreddati con una opportuna velocità e portati
rapidamente al di sotto del punto critico B (vedi ancora lo schema di fig. 72) .
La martensite
Cosa succede quando aumenta ulteriormente la velocità al punto tale da bloccare la
diffusione del carbonio? Poiché viene azzerata in tal caso la diffusione del C, non
possiamo avere alcuna variazione di reticolo con nucleazione di nuove fasi α e Fe3C
come avviene invece per tutte e tre strutture precedentemente incontrate: ferrite,
perlite e bainite (le prime due dette di equilibrio, la terza di non equilibrio).
D'altra parte a così bassa temperatura il reticolo cubico facce centrate dell'austenite
(i.e. cfc) non può esistere in condizioni stabilizzate.
Da un lato quindi esso non ha il tempo per trasformarsi in un nuovo reticolo cubico
corpo centrato (ccc) cioè la fase allotropica del ferro a bassa temperatura; dall'altro
questa trasformazione da reticolo cfc a reticolo ccc è consentito se il carbonio diffonde
e gli atomi di Fe possono quindi riordinarsi nella nuova architettura ccc.
Tuttavia se si osservano due reticoli cfc affiancati, come quelli raffigurati in fig.74a, è
possibile rilevare come al centro tra i due esiste, ruotato a 45°, un reticolo che richiama
un reticolo ccc per il fatto di possedere 8 atomi di spigolo e uno al centro (si veda il
reticolo evidenziato con contorno più spesso in fig.74a). Questa cella elementare non
ha una struttura di base cubica. Inoltre, poiché la cinetica di diffusione del carbonio è
stata azzerata dalla rapidità di raffreddamento, gli atomi di carbonio rimangono bloccati
nelle posizioni interstiziali proprie del reticolo cfc. A bassa temperatura, la cella si
contrae notevolmente: queste posizioni interstiziali non sono sufficientemente ampie
per accogliere il comodamente il C come accade ad alta temperatura per il reticolo
austenitico cfc. Il risultato della cinetica di diffusione è quindi duplice:
a. nessuna nuova struttura reticolare si genera a partire dalla precedente cfc; la nuova
struttura "nasce" istantaneamente perché già inclusa all'interno dei due reticoli
affiancati cfc; tale struttura dunque, a differenza delle altre finora considerate, non si
genera per NUCLEAZIONE ed ACCRESCIMENTO; la struttura nuova è fortemente
disallineata con i piani di dislocazione che appartenevano alla struttura cfc, che dunque
avanzano con difficoltà all'interno del reticolo tetragonale;
b. Gli atomi di C rimangono stanziali in posizioni interstiziali anomale; questo determina un
reticolo distorto e tensionato (Fig.74b), quindi particolarmente fragile; tanto più alto è
il contenuto di carbonio, tanto più è alto più distorto è il reticolo tetragonale e tanto più
inibito è il moto delle dislocazioni. Contemporaneamente all'incremento della resistenza
meccanica, si registra però un decremento notevole della duttilità e della tenacità.
Fig.74 - a) Reticolo tetragonale corpo centrato già presente all'interno dei due reticoli cfc; b) reticolo
tetragonale distorto della martensite generatosi senza diffusione di atomi di Fe e di C.
La struttura tetragonale distorta della martensite è dunque quella maggiormente
resistente ma anche maggiormente fragile tra tutte le strutture degli acciai.
Lo schema qualitativo della resistenza meccanica (i.e. Rm, Rsn, HV) e della duttilità e
tenacità (A% e KV) delle microstrutture degli acciai si completa quindi come mostrato in
fig.75.
Fig.75 - Andamento qualitativo delle proprietà meccaniche di resistenza e di tenacità delle strutture degli
acciai.
Effetto della composizione chimica sulla variazione dei punti critici di trasformazione.
Esiste un altro parametro che influenza la posizione dei punti critici, l’eventuale
presenza di altri metalli nella lega. Ci sono elementi aggiunti in lega insieme al Fe e C che
innalzano i punti critici ed altri che invece l’abbassano. Per sapere se un elemento
innalza o abbassa un determinato punto critico, si deve analizzare il diagramma di stato
Fe con l'aggiunta dell'elemento in quesitone. A seconda dell'effetto che l'elemento
aggiunto produce in termini di variazione dei punti critici del ferro, si riconoscono 4
tipologie di diagrammi binari Fe-Elemento aggiunto (vedi fig.76).
Fig. 76 - Effetto sui punti critici degli elementi aggiunti al Fe: a) diagramma con campo γ
aperto ; b) diagramma con campo γ allargato; c) diagramma con campo γ chiuso ; d)
diagramma con campo γ ristretto.
Nel caso del diagramma di Fig.76a, l’elemento aggiunto abbassa A3 ed alza A4. Questo
tipo di diagramma di stato è detto con campo γ aperto.
Gli elementi che aggiunti al ferro danno un diagramma di questo tipo sono: Ni, Mn, Co,
ecc.
Nel caso del diagramma di Fig.76b, l'elemento aggiunto abbassa A3 ed alza A4. Questo
tipo di diagramma di stato è detto con campo γ allargato. Gli elementi che danno
questo tipo di diagramma sono C, N, Cu.
Trattamento Termico di un acciaio.
Si
definisce trattamento
termico l'operazione,
o
la
successione di operazioni nel caso di
un trattamento complesso, durante
le quali l'acciaio viene sottoposto ad
uno o più cicli termici, cioè a
variazioni, entro limiti determinati,
della temperatura in funzione del
tempo.
Di norma un ciclo termico comporta
un riscaldo ad una data temperatura,
un mantenimento per un certo
tempo a questa temperatura ed
infine un raffreddamento fino a
temperatura ambiente con modalità
diverse in relazione agli effetti
desiderati. I vari cicli di trattamento
vengono scelti in base alle
caratteristiche di durezza, tenacità,
microstruttura
e
lavorabilità
desiderate. Il ciclo di trattamento
deve essere fissato non solamente in
funzione del tipo di acciaio ma anche
delle dimensioni dei pezzi, delle
caratteristiche del mezzo di riscaldo
e di quello di raffreddamento.
Nel caso del diagramma di Fig.76c, l'elemento aggiunto abbassa A4 ed
alza A3. Questo tipo di diagramma di stato è detto con campo γ chiuso.
Gli elementi che danno luogo a questo tipo di diagramma sono: cr, si,
Al, W, V w Mo.
Il diagramma di Fig.76d è di scarso interesse applicativo ed è tipico di
elementi come S, B, Ce. Esso è detto a campo γ ristretto.
In generale quindi si distinguono:
elementi di lega del Fe che hanno la capacità di
•
estendere il campo γ (fig.76a e b) in grado cioè di aprire o allargare il
campo γ. Questi elementi sono detti austenitizzanti.
elementi di lega del Fe che hanno la capacità di
•
contrarre il campo γ (fig.76c e d), chiudendolo o restringendolo. Questi
elementi sono detti ferritizzanti
Curve di Trasformazione dell'austenite Isoterme
(TTT) e Anisoterme CTT
Abbiamo visto in fig. 68 che austentizzando un acciaio, ovverosia portando la sua
temperatura al di sopra dei punti critici A1 e A3 ed omogeneizzando la struttura della massa
metallica in completo campo o fase γ, è possibile operare con velocità differenti di
raffreddamento al fine di indurre l'abbassamento dei punti critici (vedi fig. 72) e governare
le cinetiche di trasformazione dell'austenite. In altre parole, la cinetica di raffreddamento
influisce direttamente sulla cinetica di diffusione degli atomi; effetto diretto di una riduzione
della diffusione di atomi che compongono il reticolo γ è quello di rallentare le cinetiche di
"riassemblaggio" della struttura cristallina che deve trasformarsi da struttura cfc a struttura
ccc, in accordo con lo stato allotropico del Fe a bassa temperatura.
Il risultato finale ai fini metallurgici ed ingegneristici è la modifica di struttura di equilibrio,
che da Ferrite e Perlite, preso ad esempio un acciaio ipo-eutettoidico, "degenera" in bainite
o martensite, come mostrato in fig.72.
Tuttavia il diagramma di Fig.72 non è impiegato nella pratica industriale. Un diagramma di
questa tipologia, è infatti costruito esaminando le trasformazioni dell'austenite (di un
determinato acciaio) a velocità costante: su un diagramma di trattamento TemperaturaTempo impiegato nella pratica industriale, schematizzato in fig. 68 schematico, la
condizione di velocità costante (a diversi valori costanti, V1, V2, ecc.) sarebbe ovviamente
rappresentato da una retta costante che parte dalla temperatura di austenitizzazione e tale
rimane fino al raggiungimento della temperatura ambiente.
Se da un lato queste curve temperatura-tempo sono praticabili in laboratorio, operando
cioè su piccola scala e con apparecchiature di laboratorio estremamente controllate e
precise, nella pratica il mantenimento costante della velocità di raffreddamento all'interno
di un forno industriale da trattamento che ospiti centinaia di kg di acciaio, diventa del tutto
irrealizzabile.
In altre prole, se ci limitassimo all'identificazione delle strutture ottenibili (per un certo
acciaio) in funzione di una velocità costante, come leggibili da un diagramma tipo quello di
Fig.72, andando successivamente ad operare con forni industriali, ci ritroveremmo con
risultati incompatibili, data l'impossibilità tecnologica di un forno di mantenere
perfettamente la velocità di raffreddamento all'interno della massa metallica.
Dunque abbiamo necessità di un altro strumento di controllo per la valutazione delle
strutture ottenibili in fase di raffreddamento con cinetiche variabili, ma praticabili.
Partiamo quindi da quanto in realtà è possibile fare per governare un raffreddamento
all'interno di forni industriali, per poi determinare quale sia lo strumento o gli strumenti
adeguati per la valutazione delle trasformazioni strutturali dell'austenite in condizioni di
raffreddamento industriali.
Abbiamo nella pratica industriale 2 diverse possibilità di raffreddamento, di fatto già
anticipate in fig.68:
• Un raffreddamento isotermo: i pezzi sono all'interno del forno di riscaldamento per la
fase di austenitizzazione; una volta pronta la struttura (cioè una volta che essa è stata
convertita tutta in fase γ), apro il forno e trasferisco i pezzi rapidamente in una vasca
•
di raffreddamento con capacità termica elevata e a temperatura costante (ad esempio
si impiegano bagno di sali fusi a temperatura fissata). Questo mi permette di condurre
sull'acciaio immerso nel bagno termostatato un raffreddamento di tipo isotermo
come la curva 5 di Fig.68.
Un raffreddamento anisotermo, cioè con velocità variabile nel tempo, come
rappresentato dalla curve 1-4 di fig.68. In pratica: al termine della fase di
austenitizzazione, posso: a) lasciarlo in forno impostando una rampa di discesa (curva
1 di fig.68); b) aprire il forno, estrarre i pezzi e lasciarli raffreddare in aria (curva 2 di
fig.68); c) aprire il forno, estrarre i pezzi e immergerli rapidamente in una vasca di olio
da trattamento termico, a temperatura fissata (variabile genericamente dai circa 70°C
ai 130°C, a seconda dell'olio impiegato e della capacità termica della vasca che
accoglie i pezzi); d) come il trattamento c) ma al posto di olio caldo, in vasca ho
dell'acqua (è acqua industriale da trattamento termico, in genere si tratta di acqua
emulsionata con additivi particolari atti ad aumentare la drasticità del
raffreddamento).
Dunque si parte da queste due tipologie di raffreddamento percorribili nella pratica per la
definizione degli strumenti di controllo delle microstrutture ottenibili in conseguenza di un
trattamento industriale.
Qualunque sia il trattamento, isotermo o anisotermo, la base di partenza è la medesima: un
diagramma di tipo temperatura - tempo; questo ci porta ad abbandonare quindi il
diagramma prima visto temperatura-velocità di raffreddamento.
Tratteremo quindi i due casi di raffreddamento isotermo e anisotermo, introducendo il
diagramma di trasformazione dell'austenite per ciascuna tipologia d raffreddamento,
rispettivamente:
• Il diagramma di trasformazione dell'austenite in condizioni isoterme, detto
diagramma delle curve TTT dall'acronimo anglosassone "Time-Temperature
Transformation" o semplicemente curve TTT degli acciai;
• Il diagramma di trasformazione dell'austenite in condizioni anisoterme, detto
diagramma delle curve CCT dall'acronimo anglosassone "Continuous Cooling Curves"
o semplicemente curve CCT degli acciai.
Curve di trasformazione isoterme o TTT
Anche se non è interesse del corso valutare come si traccino i diagrammi di trasformazione
dell'austenite, è opportuno ripercorrere almeno una volta - esempio per tuti i sottocasi che
vedremo -come un diagramma TTT, ad esempio di un acciaio eutettoidico, viene realizzato
in fase di sua tracciatura in un qualsiasi laboratorio, quando si voglia cioè studiare il
comportamento di u dato acciaio durante raffreddamenti di tipo isotermo condotti al di
sotto di A1 e A3 (al di sotto dei punti critici) e a temperature costanti diverse.
L'esperimento per tracciare il diagramma TTT di un acciaio è mostrato schematicamente in
fig.77.
Si consideri un acciaio eutettoidico, preso come caso di studio. Si preparano dei campioni di
acciaio di piccolo spessore ed ampia superficie (lamine), in tal modo da farne variare
velocemente la temperatura.
Ogni singolo campione viene portato al di sopra della temperatura di austenitizzazione, che
per un acciaio eutettoidico è A1≡A3 affinché si abbia struttura completamente austenitica.
Il campione viene quindi estratto dal forno e successivamente raffreddato bruscamente alla
temperatura T1 immergendolo in un bagno di sale fuso (step 3 di figura 77). A questa
temperatura viene mantenuto per un certo tempo, nello schema di figura pari al tempo t1.
Successivamente viene prelevato e rapidamente immerso in acqua, cosi da formare
martensite per l'eventuale parte di austenite non ancora trasformatasi durante il
mantenimento precedente; tale quantità, è ovvio, è ancora per noi sconosciuta. Ma sarà la
successiva fase di rilievo microstruttura (step 6 di fi.77) a determinare per differenza la
quantità di austenite trasformatasi in perlite durante il trattamento isotermo T1 per il
tempo t1 (per stimare la parte di perlite trasformatasi durante il mantenimento isotermo, si
deve sottrarre dall'area totale esplorata la quota-parte di martensite che eventualmente si è
prodotta durante la fase di raffreddamento rapido dopo l'estrazione del provino dal bagno
di Sali fusi).
Figura 77 - Esperimento per la tracciatura del diagramma di trasformazione isoterma di un acciaio eutettoidico.
Disponendo di un numero sufficientemente elevato di campioni si può così seguire la
trasformazione isoterma da austenite in perlite nel tempo, alle T=T1 impostata.
È dunque possibile identificare i due tempi di (vedi fig.78):
inizio trasformazione A--> P; in tal caso la struttura osservata al microscopio è circa
•
100% martensite, dunque è pari a circa 0% la quantità di perlite trasformata al tempo
di inizio trasformazione;
• Fine trasformazione A-->P; in tal caso la struttura osservata al microscopio è circa
100% perlite;
Figura 78 - Determinazione del punto di inizio e fine trasformazione A-->P per un trattamento isotermo di un
acciaio eutettoidico alla temperatura T1.
Ripetendo l'esperimento appena descritto per diverse temperature, identificati i tempi di
inizio e fine trasformazione dell'austenite, riportando tali punti (aventi coppie di valori
temperatura - tempo) nel diagramma temperatura-tempo, unendo infine con 2 distinte
curve tutti i punti che corrispondono per le diverse isoterme:
• all'inizio della trasformazione;
• alla fine della trasformazione;
Si ottengono le curve rappresentate in fig.79, ovverosia le curve di trasformazione
anisoterma di un acciaio con C=0.77%.
Figura 79 - Tracciatura delle curve TTT (in blu) di un acciaio eutettoidico come luogo geometrico dei punti di
inizio e fine trasformazione di dell'austenite.
Un diagramma di sintesi TTT di un acciaio eutettoidico è mostrato in fig.80 con tutte le
informazioni solitamente riportate ai fini della determinazione delle strutture in funzione di
un qualsivoglia trattamento isotermo, come a breve vedremo.
Figura 80 - Lettura del diagramma TTT di un acciaio eutettoidico.
In figura 80 si è indicato con:
A il campo di esistenza dell’austenite stabile;
•
• (A) quello dell’austenite instabile.
• I simboli P, B ed M indicano invece rispettivamente i costituenti perlite, bainite e
martensite.
Si osservi che la Perlite che si ottiene dalla trasformazione isoterma dell’austenite diventa
sempre più fine al diminuire della temperatura.
Per temperature inferiori a quelle del campo perlitico il nuovo costituente che si ottiene è la
Bainite, distinta in bainite superiore ed inferiore a seconda della temperatura di
trasformazione.
Sempre dalla figura 80 notiamo che la trasformazione A --> P e la trasformazione A -->B
necessitano di un periodo di incubazione per poter innescarsi.
Ad una certa temperatura minima (indicata con Ms) la trasformazione dell’austenite inizia
invece subito durante il raffreddamento, in assenza di un periodo di incubazione. La
microstruttura che si forma in tal caso è la martensite ed il parametro che regola questa
trasformazione non sarà dunque più il tempo, ma la temperatura. L’inizio della
trasformazione A --> M si ha in corrispondenza della temperatura Ms (martensite start) e la
trasformazione può considerarsi conclusa al di sotto della temperatura Mf (martensite
finish).
A questo punto abbiamo finalmente lo strumento adeguato per poter prevedere la
microstruttura che si originerà da un certo trattamento termico che vorremo condurre.
Lo strumento da cui partiamo per la lettura dei risultati previsionali in termini di
microstruttura è la curva TTT del nostro acciaio. Ipotizziamo per semplicità sia esso un
eutettoidico, si da poter impiegare la prima curva TTT appena studiata.
In figura 81 viene riprodotta la curva TTT di figura 80, alla quale però ci interessa
sovrapporre la nostra curva isoterma rappresentativa del trattamento che vogliamo
compiere.
La lettura dei risultati in termini di microstruttura ottenibile a fine del nostro trattamento TA
si esegue in questo modo:
• Si segue la curva TA, durante tutto il suo percorso sovraimpresso al diagramma TTT
dell'acciaio in questione;
• Si identifica l'intersezione tra la curva TA con la curva di INIZIO trasformazione
dell'austenite instabile (A): in particolare questo passaggio ci serve per determinare
quale campo di trasformazione la TA inizia ad attraversare durante il suo percorso
orizzontale: nel nostro esempio la curva TA attraversa il campo A-->P (in particolare,
perlite fine);
• Si verifica che la TA abbia intersecato anche la curva di FINE trasformazione;
• A questo punto, se la trasformazione si è conclusa ovverosia la TA è "entrata" ed
"uscita" dal campo di trasformazione dell'austenite, che nel nostro esempio è il campo
A->P, allora la microstruttura che si ottiene a temperatura ambiente in conseguenza
del trattamento termico TA sarà 100% di Perlite, in particolare perlite fine.
Vediamo il caso TB. Tutto sembra procedere come prima, con l'unica differenza che il campo
che la TB attraversa è il campo A--> B. Ciò significa che a partire dall'ingresso di TB nel campo
A-->B, la trasformazione dell'austenite in bainite è iniziata. Tuttavia si noti che la TB non
fuoriesce dal campo A-->B, quando la sua temperatura inizia a calare: essa cioè non
interseca più la curva di destra, cioè il luogo geometrico dei punti di fine trasformazione A->B. A partire dall'istante t1 La TB decresce rapidamente, sintomo questo di una interruzione
isotermo del trattamento, intersecando le curve Ms ed Mf agli istanti t2 e t3. Ciò significa
che:
1. Solo una parte di austenite si è potuta trasformare in bainite;
2. Il trattamento è stato interrotto anzitempo, dato che TB non attraversa la curva che mi
fornisce l'indicazione che la trasformazione A--->B si è effettivamente compiuta;
3. il raffreddamento è anticipato e provoca a formazione anche di martensite che,
insieme alla struttura bainitica formatasi tra l'istante tin e l'istante t1, costituisce la
struttura mista di fine trattamento TB, bainite e martensite.
Figura 81 - Esempi di trattamenti isotermi e previsione delle microstrutture finali: a) trattamento isotermo
condotto correttamente, con trasformazione isoterma di tutta l'austenite instabile; b) trattamento isotermo
interrotto.
Dunque sintetizzando:
Qualsiasi altra curva la curva isoterma tagli DOPO che interseca la LINEA DI FINE
•
TRASFORMAZIONE non produce alcuna variazione sulla struttura appena
completata: la struttura ha terminato infatti la sua trasformazione esaurendo la
austenite instabile (A), unica in grado di trasformarsi al di sotto dei punti critici;
• Per converso, qualora la curva studiata non attraversi del tutto il campo di
trasformazione, significa che parte della austenite instabile non è stata
trasformata a temperatura costante, la parte residua si trasformerà quindi
durante la fase di finale raffreddamento (che è stato quindi troppo anticipato).
Come vedremo, questa modalità di lettura dei diagrammi di trasformazione dell'austenite,
cioè considerare quale trasformazione si svolge guardando i campi di trasformazione segnati
sui diagrammi e da queste informazioni ricavare in quale struttura - istante per istante
mentre il trattamento termico procede - l'austenite si sta trasformando, è valida per tutti i
diagrammi, sia per i TTT restanti (cioè i due sottocasi ipo-eutettoidici e iper-eutettoidici che
a breve studieremo), sia per tutti i diagrammi CCT che seguiranno.
Curve TTT per acciai IPO-Eutettoidici
Ora consideriamo un acciaio ipo-eutettoidico. Il corrispondente diagramma tipo è
rappresentato in Fig.82.
Figura 82 -Curva TTT per un acciaio ipo-eutettoidico con un generico trattamento isotermo Tc.
La prima differenza rispetto al precedente diagramma TTT per acciaio eutettoidico è che
abbiamo in questo caso la comparsa di 2 punti critici nominali di riscaldo e
austenitizzazione, cioè quelli letti sul diagramma Fe-C: si tratta di A1 ed A3. La forma di base
del diagramma non cambia molto, ma compare un campo in più: è il campo di
trasformazione A--> F, cioè la trasformazione che inizia per prima per un acciaio ipoeutettoidico durante il raffreddamento dalla temperatura di austentizzazione.
Si noti che i due punti critici A1 e A3 orizzontalmente tracciati (come nel caso precedente
A1≡A3) sono relativi a quelli di riscaldo e mantenimento, cioè sono gli stessi leggibili sul
diagramma Fe-C. In tal caso è facile capire perché la curva di inizio trasformazione A--> F è
asintotica alla retta A3 in figura 82. Questo è spiegato dal fatto che abbassando di poco la
temperatura al di sotto del punto critico A3, come per il trattamento Td segnato in figura, e
mantenendola costante per lungo periodo, le trasformazioni che affrontiamo sono
equivalenti a quelle che si svolgerebbero lungo un raffreddamento letto sul diagramma d
stato Fe-C: il raffreddamento per successivi stati di equilibrio necessario per favorire i
fenomeni diffusivi tipico del diagramma di stato Fe-C corrisponde ad un piccolo decremento
della temperatura e mantenimento isotermo di un trattamento TTT che venga condotto
appena al di sotto della A3. Non vi è differenza sostanziale tra i due.
Ciò detto, è evidente che i risultati tra i due cicli termici debbano essere coerenti.
Dunque, per un piccolo abbassamento di T al di sotto della A3 (vedi il trattamento Td in
fig.83) la curva TTT di un acciaio ipo-eutettoidico deve dare gli stessi risultati in termini di
cinetica di trasformazione dell'austenite. Per un tempo indefinito (i.e. molto lungo) i due
punti critici segnati sul diagramma, l'uno corrispondente al punto critico A3 nominale dello
stesso acciaio identificato sul diagramma Fe-C, e l'altro relativo all'inizio effettivo della
trasformazione A--> F per il trattamento Td, sono asintotici.
Se tuttavia aumentiamo il decremento di temperatura al quale il trattamento isotermo
viene condotto, per esempio nel caso del raffreddamento Tc, i due punti critici - quello
nominale A3 e quello effettivo di inizio trasformazione A-->F dell'acciaio - non
corrispondono: quello effettivo ha subito un abbassamento. La trasformazione A--F inizierà
prima, con tempi di incubazione minori.
Figura 83 -Curva TTT per un acciaio ipo-eutettoidico con un generico trattamento isotermo Tc e Td in condizioni
di trasformazione da asustenite in ferrite e perlite con differente scostamento dai punti critici.
Curve CCT per acciai Iper-Eutettoidici
La curva CCT per un acciaio ipereutettico è mostrata in fig.84.
Figura 82 -Curva TTT per un acciaio iper-eutettoidico con un generico trattamento isotermo Te.
In tal caso, le principali differenze rispetto al precedente sono evidenti per la presenza del
punto critico Acm e del campo A--> C che identifica il fenomeno dello smiscelamento della
cementite secondaria.
Tutte le considerazioni svolte in merito al precedente diagramma ipo-eutettoidico, valgono
anche per il diagramma iper-eutettoidico, a patto ovviamente di sostituire a ferrite con la
cementite.
Curve di trasformazione isoterme o TTT
Vengono generate con la stessa procedura di laboratorio descritta per il tracciamento delle
curve TTT, con l'unica sostanziale differenza consistente nella tipologia di raffreddamento
eseguito sulle lamine dell'acciaio in fase di studio; in tal caso infatti il trattamento non è
isotermo, ma è con velocità variabile nel tempo. Il raffreddamento è cioè continuo, da cui
discende il nome dato a questi diagrammi, in anglosassone Continuous Cooling Curves, o
diagrammi CCT.
La loro lettura si esegue con le stesse tecniche apprese per le curve TTT. Si segue cioè la
curva di raffreddamento del caso di specie, si valutano le intersezioni tra la curva di
raffreddamento e le curve di trasformazione dell'austenite, si leggono le relative
trasformazioni per le quali transita la curva di raffreddamento e si determinano quindi le
strutture trasformate a partire dalla austenite instabile.
Le curve CCT risultano spostate più in basso (cioè verso la temperatura più bassa) e più a
destra (cioè si hanno tempi di incubazione più lunghi) rispetto alle curve TTT. Le linee Ms ed
Mf, invece, coincidono con quelle delle trasformazioni isoterme.
Curve CCT per un acciaio eutettoidico
Il diagramma CCT per un acciaio eutettoidico è illustrato in fig.83. Si osservi la particolarità
di questo diagramma rispetto al diagramma TTT di un acciaio eutettoidico. Manca del tutto
il campo di trasformazione A --> B. Il campo A -->P termina infatti con la linea indicata con 12 in fig.83 che ha il significato di interruzione temporanea della trasformazione; nel senso
che, se una curva di raffreddamento interseca tale linea, la trasformazione dell’austenite si
interrompe (cioè non si completa, lasciando in microstruttura parte di austenite non
trasformata e instabile) fino a quando non si raggiungerà la temperatura Ms.
Dall'istante t2 rappresentato in figura, la austenite ancora non trasformata si trasformerà in
martensite.
Ai fini dello studio dei trattamenti termici è importante conoscere la velocità critica
superiore e la velocità critica inferiore.
La prima rappresenta la velocità di raffreddamento più bassa che mi permette di ottenere
una struttura completamente martensitica. La seconda, invece, rappresenta la massima
velocità di raffreddamento ammissibile se voglio ottenere una struttura in cui non sia
presente martensite.
Figura 83 -Curva CCT per un acciaio eutettoidico con una generica curva di raffreddamento. Il raffreddamento
impostato transita per il segmento tratteggiato a-b che implica l'interruzione della trasformazione A-->P che è
avvenuta tra il punto 1 e il punto 2. La trasformazione dell'austenite instabile riprende quando la curva di
raffreddamento interseca la Ms (punto 3) e la Mf (punto 4). La microstruttura finale ottenuta in tal caso è Perite
mista a Martensite.
Se invece il raffreddamento procede con curva che transita a sinistra del punto a (vedi la
figura 84), la microstruttura che si otterrà sarà 100% di martensite.
Viceversa, se la curva di raffreddamento transita a sinistra del punto b, e quindi non taglia la
linea tratteggiata a-b, la struttura che otterremo è 100% di perlite.
Figura 84 -Curva CCT per un acciaio eutettoidico con due curva di raffreddamento: una curva in grado di
produrre 100% di martensite ed una più a destra del punto b che produce perlite al 100%.
Nel caso le curve transitino proprio per i punti a e b, esse si dicono rispettivamente Velocità
Critica Superiore, Vs, e Velocità Critica Inferiore, o Vi.
La prima rappresenta la velocità di raffreddamento più bassa che mi permette di ottenere
una struttura completamente martensitica. La seconda, invece, rappresenta la massima
velocità di raffreddamento ammissibile se voglio ottenere una struttura in cui non sia
presente martensite.
Ai fini dello studio dei trattamenti termici queste due velocità sono importanti per valutare:
a) la drasticità del raffreddamento opportuno che possa produrre tutta martensite al fine di
esaltare la resistenza meccanica, b) viceversa conoscere il limite di drasticità per evitare di
formare martensite, volendo invece esaltare le caratteristiche di tenacità e lavorabilità all
macchine utensili.
Curva CCT per acciai ipo-eutettoidici e iper-eutettoidici
Le curve CCT per gli acciai ipo e iper-eutettoidici sono differenti dalla precedente perché
vedono la comparsa di un campo chiuso di trasformazione di austenite instabile in bainite.
Per il resto, si assomigliano molto, fatta ovviamente la solita eccezione riguardo il punto
critico più in alto (A3 nel caso di acciaio ipo-eutettoidico, Acm nel caso di acciaio ipoeutettoidico) e dei campi di trasformazione a più alta temperatura (il campo A--> F per
l'acciaio ipo-eutettoidico e A--> C per l'acciaio iper-eutettoidico).
La lettura dei due diagrammi si effettua applicando tutte le regole viste precedentemente.
Figura 85 -a) Curva CCT per un acciaio ipo-eutettoidico; b) curva CCT per un acciaio iper-eutettoidico.
I Trattamenti Termici Industriali
I diagrammi TTT e CCT sono gli strumenti essenziali con i quali si lavora per progettare i
trattamenti termici industriali degli acciai .
L'obiettivo dei trattamenti termici industriali è quello di governare tramite
raffreddamenti o mantenimenti isotermi opportuni le microstrutture ottenibili, di modo
da esaltare alcune caratteristiche meccaniche (es. Rm, elevata durezza, etc), piuttosto
che altre ( bassa durezza per la lavorabilità, duttilità).
Classificazione dei trattamenti termici industriali
Ricordiamo che i trattamenti termici prevedono sempre 3 fasi:
•
•
•
I riscaldamento  con leggi che variano a seconda del trattamento
II mantenimento (della temperatura raggiunta)  con leggi che variano a seconda del
trattamento
III raffreddamento  con leggi che variano a seconda del trattamento
A seconda della temperatura di riscaldamento raggiunta, i trattamenti termici possono
essere suddivisi in vari modi:
trattamenti termici :
•
•
Sopra i punti critici (cioè in fase austenitica);
Subcritici, cioè al di sotto dei punti critici (non sono coinvolte trasformazioni di
struttura)
In base alla tipologia di raffreddamento che porta alla temperatura ambiente, possono
essere distinti in:
•
•
Isotermi (le trasformazioni che interessano avvengono a causa di un
mantenimento a temperatura costante)
Anisotermi (le trasformazioni interessanti avvengono durante il raffreddamento)
Infine in merito alla porzione di materiale coinvolta, i trattamenti termici si distinguono
in:
•
•
Massivi (il trattamento interessa tutto il pezzo)
Superficiali (il trattamento termico interessa solo lo strato superficiale; i
trattamenti termochimici, ad es. di solito sono di questo tipo).
Osservazioni generali
Si è visto che il valore di A3 dipende dalla composizione chimica della lega. La
composizione chimica degli acciai è in pratica fissata con un certo limite di tolleranza. Ad
esempio l’acciaio indicato con la sigla 39NiCrMo3 (studieremo più avanti come si legge
la sigla e come lo si classifica) dovrebbe contenere lo 0,75% di Ni, ma si ritiene
accettabile che il tenore di Nichel vari all’interno di questo range: 0,75 + - 0,08%.
Per cautelarci rispetto a possibili errori nel calcolo di A3, teniamo quindi un margine di
sicurezza che indicheremo con d: invece di raggiungere la temperatura A3 (teorica),
raggiungeremo una struttura completamente austenitica. Oltre che per le incertezze nel
calcolo di A3, un margine di sicurezza si rende necessario per il fatto che non in tutti i
punti del forno avrò esattamente la stessa temperatura.
E’ necessario, tuttavia, conoscere con una certa esattezza la temperatura del punto A3
nominale dell'acciaio per evitare di eccedere nell'incremento di margine per evitare che
un eccessivo riscaldamento provochi gli inconvenienti già mostrati in fig.69 e che di
seguito brevemente riprendiamo, specificando meglio alcuni concetti.
Riscaldando un metallo a temperatura elevata e mantenendolo a questa temperatura
per un certo tempo t, si provoca un ingrossamento del grano. Se inizio il raffreddamento
partendo da temperature molto al di sopra di A3, le trasformazioni dell’austenite
iniziano più tardi, di conseguenza le curve di trasformazione risultano spostate verso
destra. Questo potrebbe essere positivo ai fini di ottenere la trasformazione A -> M con
velocità di raffreddamento più blande rispetto quelle che sarebbero necessarie se si
raffredda da temperature di poco superiori ad A3. In generale, però, l’ingrossamento del
grano è un fenomeno da evitare poiché causa una notevole diminuzione della tenacità
del materiale. Se addirittura mi avvicino alla linea del solidus, rischio di bruciare il
materiale (cioè ne ho rovinato la struttura, poiché ha raggiunto condizioni di incipiente
fusione). Un materiale surriscaldato è recuperabile. Un materiale bruciato è
irrecuperabile e deve essere scartato per essere rispedito in fonderia (il ciclo riparte da
zero, in tal caso).
TRATTAMENTI TERMICI SOPRA I PUNTI CRITICI
RICOTTURA COMPLETA
Ho come scopo quello di avvicinare le condizioni del materiale a quelle di equilibrio, in
particolare quindi provoca un addolcimento del materiale (che diventa così più
facilmente lavorabile), elimina le tensioni interne e cancellando le conseguenze di
eventuali trattamenti termici precedenti.
Prendiamo come esempio un acciaio ipo-eutettoidico. Tale trattamento può essere
schematizzato come in figura 86. Questo trattamento prevede:
•
•
•
Un riscaldamento a temperatura elevata T > A3
Una permanenza prolungata a tale temperatura
Un raffreddamento molto lento condotto in forno, almeno in un primo periodo e
fino a che non si raggiunge la temperatura di 400° C; dopo può essere condotto
anche più rapidamente (ad esempio togliendo il pezzo dal forno e lasciandolo
raffreddare in aria.
L'obiettivo è quello di realizzare struttura Ferritico-Perlitica grossolana, come detto
prossima alla struttura di equilibrio.
La temperatura di austenitizzazione è di circa 40°C sopra A3 (i.e. ∆T∼40°C, vedi schema
di fig.86).
La durata del trattamento dipende molto dalla dimensione della sezione del pezzo/i da
trattare, poiché unitamente ai temi occorrenti per la trasformazione dei cristalli in fase
omogenea g che avviene dopo che tutta la massa metallica ha raggiunto la temperatura
di austenitizzazione opportuna, vi è da considerare il tempo necessario affinché tutte le
porzioni interne dell'acciaio siano giunte alla stessa temperatura Taust.
Questo tempo ovviamente dipende dalla dimensione della sezione (massima)
dell'oggetto da trattare, essendo governato da tempi di trasferimento di calore per
conduzione interna.
Generalmente una regola di buona pratica industriale impone che il tempo minimo per
un pezzo di sezione equivalente cilindrica di diametro D (vedi schema in Fig.87) sia pari a
1/2 al pollice (1/2 h per inch.), misurando la distanza in pollici totali lungo il 1/2
diametro D equivalente.
Fig.86 - Schema del trattamento termico di ricottura completa di un acciaio ipoeutettoidico.
Fig.87 - Rappresentazione del diametro massimo equivalente per il calcolo del tempo
minimo di permanenza alla Taust = (A3 + ∆T).
NORMALIZZAZIONE
Ha come scopo quello di normalizzare la struttura dell'acciaio, ovverosia ottenere una
struttura caratterizzata dagli stessi costituenti strutturali presenti in condizioni di
equilibrio, ferrite e perlite, nel caso di un acciaio ipo-eutettoidico preso ad esempio.
Di fatto il risultato sembra essere simile a quello di una ricottura, ma vi sono alcune
differenze rilevanti.
Anzitutto la fase di raffreddamento dopo la austenitizzazione del ciclo termico è
condotto in aria, a differenza del precedente trattamento di ricottura completa. Questo
permette di contenere i costi del trattamento, poiché vengono impegnati forni di
riscaldo ad alta temperatura soltanto per il tempo sufficiente ad eseguire la
austenitizzazione del pezzo/i. Tutta la fase di raffreddamento viene qui condotta fuori
forno.
La secondo sostanziale differenza consiste nella dimensione media dei grani ottenuti al
termine del trattamento di normalizzazione: pur trattandosi di ferrite e perlite (sempre
considerando il nostro caso tipo dell'acciaio ipo-eutettoidico), i grani hanno dimensioni
medie più ridotte rispetto alla Ricottura Completa (vedi schema comparativo tra i due
trattamenti in Fig.88).
I grani più fini derivano dal fatto che la curva di raffreddamento seguita in
Normalizzazione è più veloce e l'inizio della trasformazione A-->F e poi A-->P avvengono
a più bassa temperatura, in confronto alle temperature di trasformazione analoghe della
Ricottura Completa condotta sul medesimo acciaio (vedi ancora fig.88).
Un raffreddamento che spinga la struttura austenitica instabile a più bassa temperatura
favorisce le cinetiche di nucleazione (si formano più nuclei della nuova struttura, Ferrite
ad esempio, alla temperatura in inizio A-->F), che per complementarietà sfavoriranno la
fase di accrescimento (cioè i grani formatisi lungo il bordo grano dei precedenti grani
austenitici sono molti di più, e non riescono ad accrescersi oltre certe dimensioni, vedi
ancora lo schema di Fig.88).
Dunque la sostanziale differenza in termini di dimensioni medie dei grani si ripercuote
sulle caratteristiche meccaniche finali: si è visto nella prima parte del corso, riguardo i
meccanismi di rafforzamento dei metalli, che grani più fini sfavoriscono il moto delle
dislocazioni sia all'interno del cristallo che transgranulare, tra cristallo e cristallo.
L'effetto è quindi di un innalzamento delle caratteristiche meccaniche di resistenza (es.
Rm, Rsn, durezza). Tuttavia il grano più fine della normalizzazione incide positivamente
anche sulla tenacità, poiché se pur vero che un grano grossolano possiede un
allungamento percentuale alla prova di trazione più ampio, la tenacità per grana
grossolana, diminuisce (diminuisce complessivamente l'area sottesa dalla curva s-e,
indicativa dell'energia per unità di superficie immagazzinata durante la rottura del
campione).
Un'altra differenza rilevante rispetto alla ricottura consiste quindi nell'ottenimento di
strutture più fini e più dure, rispetto quelle più grossolane e meno dure della Ricottura
Completa: la conseguenza è una diminuzione della lavorabilità alle macchine utensili.
Il costo del trattamento termico di Normalizzazione è minore rispetto quello della
Ricottura Completa: impegnando infatti un forno ad alta temperatura per tempi
contenuti (vedi ancora schema a del trattamento di normalizzazione a confronto con
quello di ricottura completa in fig.88) il costo del trattamento termico è inferiore
rispetto quello di una Ricottura Completa.
La normalizzazione prevede:
•
Un riscaldamento a temperatura elevata, Taust. = A3 + ∆T, con ∆T ∼70°C;
•
Una permanenza a tale temperatura per un tempo sufficiente (i.e. circa 1/2 al
pollice lungo il 1/2 diametro massimo equivalente, vedi schema di Fig.87);
•
Un raffreddamento in aria calma.
Fig.88 - Schema del trattamento termico di Normalizzazione in confronto al trattamento
di Ricottura Completa di Fig.86 (caso di un acciaio ipo-eutettoidico).
TEMPRA
Ha come scopo quello di ottenere una struttura martensitica e dunque quello esaltare le
caratteristiche di resistenza dell'acciaio (Rm, Rsn, durezza), in opposizione a quanto visto
per i precedenti trattamenti di Ricottura Completa e Normalizzazione.
Va subito precisato che questo trattamento conferisce all'acciaio alta resistenza e
durezza per via della formazione del reticolo tetragonale distorto (tanto più distorto
quanto più è alto il tenore di C aggiunto in lega), ma con un effetto collaterale di non
poca rilevanza, ovverosia la bassa tenacità tipica di questo reticolo (i.e. capacità di
assorbire energia internamente senza rompersi fragilmente, vedi per approfondimenti la
prova di Charpy). Acciai con struttura fiale martensitica sono quindi dotati di elevata
durezza e resistenza meccanica (Rm e Rsn), ma scarsa tenacità. Questo problema verrà
risolto a breve, quando si discuterà di un trattamento sotto i punti critici, il rinvenimento
della martensite. Per ora basti sapere che vi è un trattamento secondario che segue
sempre la tempra degli acciai in grado di lenire il problema della scarsa tenacità
ottenuta.
Ritornando al trattamento di tempra, si è detto che esso ha l'obbiettivo di produrre
martensite all'interno del pezzo.
Pertanto il trattamento di tempra deve prevedere:
• Un riscaldamento sopra il punto A3 ad una Taust calcolata sommando ad A3 un
opportuno ∆T che nella pratica è pari a: a) ∆T= 50°C se il raffreddamento è
eseguito in acqua; b) ∆T= 60°C se il raffreddamento è eseguito in olio; c) ∆T = 70°C
se è possibile (vedremo quando) per alcuni acciai raffreddarli in aria per ottenere
martensite;
• Un mantenimento a temperatura elevata per un tempo sufficiente (i.e. 1/2h al
pollice misurato sul 1/2 diametro massimo equivalente, vedi ancora fig.87) a
garantire la completa trasformazione in austenite;
• Un raffreddamento molto rapido; la velocità di raffreddamento deve essere
maggiore della velocità critica inferiore e per quanto possibile della velocità critica
superiore (infatti l'obiettivo ideale è formare 100% di martensite al termine del
raffreddamento).
È essenziale a questo punto chiarire come intervengono gli elementi di lega nell'ambito
delle curve CCT (ed anche TTT, prima discusse).
L'aumento degli elementi di lega, tutti, ivi compreso il carbonio, e ad eccezione del Co
che ha un effetto opposto, hanno l'effetto di ritardare l'inizio delle trasformazioni, cioè
in pratica di aumentare il tempo di incubazione per una struttura austenitica instabile
prima di attivarne la sua trasformazione. Questo si traduce in un diagramma CCT con
uno spostamento del punto di inizio trasformazione verso il basso e verso destra che
avvengono in modo contemporaneo. Per meglio chiarire questo concetto, si veda lo
schema di fig. 89 che riporta due diagrammi CCT di due acciai, l'uno con basso
contenuto di carbonio, ad es. acciaio ipo-eutettoidico con lo 0.20 % di C, l'altro con più
alto contenuto di C, nell'esempio di figura 0.4%C. Si noti ora in figura che "ritardare la
trasformazione" significa far avvenire lungo la stessa traiettoria di raffreddamento la
medesima trasformazione (nell'esempio di figura, A--> F) ma più in basso ed a destra
all'interno diagramma cartesiano temperatura-tempo.
Fig.89 - Spostamento delle curve di trasformazione di due acciai con differente tenore di
C. Si noti che tutte le trasformazioni dell'austenite instabile avvengono per l'acciaio a
maggiore contenuto di C spostate più in basso e a destra nel piano temperatura-tempo.
Dunque, sintetizzando, per effetto degli elementi di lega le curve CCT si spostano verso
destra e verso il basso.
Questo inizia a chiarire cosa si intende per diversi mezzi di tempra, avendo prima citato la
possibilità di eseguire la tempra per l'ottenimento della struttura martensitica in acqua, olio
e aria, con drasticità che diminuisce, ovviamente, passando dall'acqua all'olio e infine
all'aria.
Poiché si è detto più volte che la struttura martensitica si forma con distorsione reticolare, il
reticolo martensitico è poco tenace: dunque diminuire la drasticità del mezzo temprante,
quando possibile, è un bene ai fini della riduzione delle tensioni termiche da trattamento
che potrebbero arrivare a valori tali da metter in crisi la resistenza del reticolo e produrre
rotture durante la fase di drastico raffreddamento. In tal caso il pezzo sarebbe da scartare e
da rimandare il fonderia, perdendo tutto il valore economico delle operazioni condotte fino
a questo momento.
Dunque, se la disposizione delle curve CCT dell'acciaio in questione consente agevolmente
di superare la velocità critica superiore impiegando olio - proprio perché le sue curve CCT
sono spostate sufficientemente a destra (ed in basso, ma qui interessa che siano spostate a
destra) - il mezzo temprante da scegliere sarà quello più blando tra i due: scegliamo cioè olio
proprio per ridurre al massimo le tensioni termiche che si genererebbero per un
raffreddamento più drastico in acqua.
NOTA: Taluni accia, si vedrà, sono talmente ricchi di elementi di lega il cui effetto è
lo spostamento verso destra delle curve che si può anche impiegare aria come di
mezzo temprante
OSSERVAZIONE: le traiettorie di raffreddamento possono essere diverse a seconda della
zona del pezzo che si considera (ad esempio superficie a cuore). Si parla di tempra
efficace se al cuore ha almeno il 50% di struttura martensitica.
Fig.90 - Scelta del mezzo temprante per due acciai a diverso contenuto di elementi di
lega, es. diverso tenore di C.
I conclusione, nonostante per l'acciaio con 0.6% di carbonio posso usare entrambi i
mezzi di raffreddamento, tra i due scelgo quello meno drastico, così da alleviare le
tensioni interne il più possibile. Per quanto riguarda l'acciaio 0.2%C, sono invece
costretto ad impiegare come mezzo temprante l'acqua, altrimenti non riuscirei ad
ottenere martensite. Tuttavia il problema del tensionamento in questo caso è meno
rilevante, dato che il reticolo della martensite che s i formerà sarà a basso contenuto di
C, quindi meno atomi di carbonio in posizioni interstiziali, minore distorsione reticolare
della martensite. Una martensite a basso carbonio infatti ha ancora delle buone riserve
di tenacità, per via di una limitata distorsione del suo reticolo tetragonale.
Trattamenti sotto i punti critici
Rinvenimento
•
•
È il trattamento obbligatorio al fine di una fase di tempra, poiché serve per mitigare il
problema dell'eccessiva fragilità della martensite ottenuta con la fase di tempra. Esso
consiste nel posizionare il pezzo in uscita dalla vasca di tempra all'interno di un forno a
temperatura inferiore ai punti critici. In genere il miglior compromesso tra resistenza
meccanica e tenacità recuperata durante questo trattamento lo si ottiene eseguendo il
rinvenimento di un acciaio intorno ai 600°C. temperature più elevate sono sconsigliabili
perché farebbero decrescere troppo la resistenza meccanica, nostro primario obiettivo
del precedente trattamento di tempra.
Mentre è possibile eseguire un rinvenimento al di sotto dei 600°C, ovverosia a
temperature ottimizzate per ogni classe di acciaio, come si vedrà più avanti.
Ciò che accade da un punto metallurgico all'acciaio rinvenuto è di seguito spiegato.
Riscaldando il pezzo temprato in forno, ad esempio a 600°C, la diffusione degli atomi
viene riattivata. Il reticolo tetragonale distorto si dilata e il carbonio, anche esso
aumentando la sua mobilità grazie all'incremento di T, riesce a fuoriuscire dalla cella
tetragonale nella quale era rimasto imprigionato.
A questo punto accadono due fenomeni, concomitati:
la cella tetragonale inizia a richiudersi, cioè lo spigolo del parallelepipedo di fig.91 si
riduce, fino al punto che il reticolo finale ottenuto è proprio i cubico corpo centrato della
ferrite. La durezza e la resistenza, che come abbiamo visto è legata alla deformazione
della cella, quindi diminuirebbe drasticamente, trattandosi di reticolo di ferro a;
Fortunatamente si svolge il secondo fenomeno: gli atomi di C fuoriusciti si legano a
qualunque elemento a loro affine; nel caso più semplice di acciaio al carbonio, gli atomi
di C si legano al Fe formando carburi di ferro. Ma a differenza del raffreddamento lento
da diagramma di stato Fe-C, in questo caso i carburi di ferro che si formano non sono
placchette ma particelle submicroscopiche (i.e. precipitati) finemente dispersi. Essi sono
in grado di perturbare il reticolo localmente intercettando le dislocazioni e
sfavorendone il loro moto. Cioè svolgono un ruolo efficace nel rafforzare la matrice
cubica a corpo centrato di Feα mediante il meccanismo di RAFFORZAMENTO PER
PRECIPITAZIONE (vedi la sezione relativa ai meccanismi di rafforzamento dei metalli) .
Dunque in definitiva, se pur vero che la trasformazione durante il rinvenimento del
reticolo tetragonale distorto in cubico corpo centrato determina un calo di resistenza e
durezza, dall'altro il fenomeno della formazione di precipitati distribuiti in matrice di Feα
innalza molto la resistenza e la durezza di quella di un reticolo ccc di ferro a.
Il guadagno netto di questa nuova struttura che si forma, che chiamiamo Martensite
Rinvenuta, è dunque in termini di TENACITA': alla fine si ottiene il buon compromesso di
resistenza meccanica e tenacità cercato.
Ingrossamento del grano austenitico
per surriscaldamento.
Un surriscaldamento eccessivo porta
il grano austenitico ad accrescersi
per aumento dei fenomeni diffusivi
che provocano l' "assorbimento" (in
gergo, annichilimento) di grani più
piccoli all'interno di grani più grossi,
o anche fenomeni di coalescenza tra
reticoli cristallini tra due grani
adiacenti che ad elevata temperatura
si allineano l'uno rispetto all'altro.
Due reticoli allineati di due grani
infatti non manifestano di fatto più
alcuna discontinuità al bordo grano: i
due grani dunque vanno a coalescere
in uno più grande, unione dei due.
Detto D il diametro medio dei grani
dopo riscaldamento e mantenimento
e D0 il diametro dei grani prima del
riscaldamento, risulterà al termine
del trattamento di austenitizzazione
che D>Do. Sperimentalmente si è
constatato che:
2
Fig.91 - Variazione del reticolo e della struttura durante il
rinvenimento: a) prima del rinvenimento, struttura tetragonale distorta
della martensite di fine tempra; b) modifica del reticolo e delle
strutture a seguito del rinvenimento.
2
D -D0 =k*t
Dove:
t = tempo del trattamento e
-Q/RT
k= k0 *e
D risulta quindi funzione della
temperatura, della durata del
mantenimento e delle caratteristiche
di diffusione delle specie chimiche
all'interno del reticolo (parametro k).
Ricottura di lavorabilità
Per diminuire di qualche punto la durezza di una struttura
Normalizzata, si esegue successivamente alla Normalizzazione una
Ricottura di Lavorabilità, in genere condotta intorno a 650°. Essa ha
come scopo il miglioramento della lavorabilità poiché diminuisce le
tensioni termiche che si possono essere generate durante il
raffreddamento in aria. È anche in grado di aumentare - di poco, in
effetti - la dimensione dei grani, se la permanenza in forno è
sufficientemente ampia.
Poiché segue normalmente la normalizzazione, si usa definire il
complesso del ciclo termico di Normalizzazione + Ricottura di
Lavorabilità con un nome proprio, ovverosia Rigenerazione (i.e.
Rigenerazione = Normalizzazione + Ricottura di Lav.).
Prove meccaniche: Prove di Durezza
Si indica con durezza l’attitudine di un corpo ad impedire che un altro corpo lo penetri. Esse
si basano quindi sull’improntatura del materiale sul quale misurare la durezza da parte di un
corpo penetratore, scelto in modo da risultare il più duro tra i due, e dunque non
deformabile o improntabile.
In base alla procedura di prova ed al penetratore impiegato che ha geometria e dimensioni
note, distinguiamo:
• Scala di durezza Brinell (normativa di riferimento UNI EN ISO 6506)
• Scala di durezza Vickers (normativa di riferimento UNI EN ISO 6507)
• Scala di durezza Rockwell (normativa di riferimento UNI EN ISO 6508)
Prova di durezza Brinell
Il valore di durezza Brinell, in simbologia HB, è definito come il rapporto tra il carico P
applicato al penetratore e l’area A della proiezione della calotta sferica lasciata
dall’improntatura (vedi schema in Fig.A).
Fig.A - Schema della prova di durezza Brinell.
La durezza viene indicata in scala Brinell con HB o HBS nel caso in cui il penetratore sferico
sia in acciaio; con HBW nel caso il penetratore sia realizzato in carburo. La prova Brinell può
essere utilizzato solo per materiali non eccessivamente duri. Se infatti la durezza del
materiale fosse comparabile con quella della sfera di acciaio temprato che costituisce il
penetratore dell’apparecchiatura Brinell, anche questa si deformerebbe insieme al
materiale da sperimentare falsando i risultati della prova.
Per poter comparare i risultati è necessario che l’angolo di penetrazione dell’impronta α sia
compreso fra 120° e 151° (valore di ottimo 136°), come evidenziato in fig.B.
Fig.B - Angolo di impronta della prova di durezza Brinell.
Ciò equivale anche ad imporre che dire che il rapporto tra i diametri dell'impronta e della
sfera sia compresa in un intervallo, come descritto in (eq.1):
(eq.1) d/D = (cos α/2) = 0,25 ÷ 0 50 (con valore di ottimo pari a 0,375)
Il mancato rispetto di questa condizione porta ad ottenere valori di durezza non
confrontabili. Se questa condizione non fosse infatti rispettata, cambiando il diametro della
sfera D e/o il carico applicato P, si otterrebbero valori di HB molto diversi sullo stesso
materiale. Vediamo da cosa dipende. Riferiamoci ai diversi esempi possibili mostrati in Fig.c.
Fig.C - Casi di impronta con angolo molto diverso sul medesimo materiale.
Si consideri, ad esempio, il caso di stesso materiale e forza molto diversa (primo caso da
sinistra di Fig.c ) come nello schema riportato in Fig.D. Se la penetrazione (e di conseguenza
α) è molto differente la distribuzione della forza applicata al materiale è molto differente. La
modalità con cui la forza applicata viene trasmessa al materiale non è la stessa. A causa di
ciò la dimensione dell’impronta non aumenta in modo proporzionale all’aumento di forza
blu usata per calcolare HB. Se α è lo stesso, la porzione di sfera che penetra nel materiale è
la stessa e la distribuzione della forza trasmessa al materiale è la stessa. In tal modo il
rapporto fra le componenti in direzione orizzontale e verticale delle forze rosse sono le
stesse e anche la modalità di applicazione del carico è la stessa.
Fig.D - Distribuzione del carico in modalità difforme tra il caso di basso carico(basso angolo α) e alto carico
(elevato α).
Pertanto,
per ovviare a questa apparente falsa misura, la normativa stabilisce che, noto il
materiale e scelto il diametro della sfera D, viene automaticamente definito il carico esterno
P in kg da applicare, in base alla relazione:
(eq.2) P/D2 = cost.
La costante è diversa a seconda del materiale su cui si esegue la prova:
Costante
30
Materiale
Acciai e ghise
10
Leghe di Cu dure, di Al e dimg
5
Cu e sue leghe
2,5
Metalli antifrizione
Nel caso degli acciai, ad esempio, userò una sfera di 10 mm di diametro => X/10(2) = 30 => X
= 3000 kg = carico da applicare. Nel caso il carico venga imposto in Newton, la relazione
(eq.2) va modificata come segue:
0,102 P /d2 = cost.
In base alla misura di durezza HB si può stimare il valore del carico unitario a rottura Rm di
un acciaio, mediante la semplice conversione:
(eq.3) Rm ≈ 3,3*HB
La (eq.3) è valida per acciai al carbonio e debolmente legati, vedi più avanti la sezione Acciai
per la definizione di acciaio al carbonio e acciaio debolmente legato).
IMPORTANTE: La prova di durezza Brinell con penetratore sferico di acciaio perde la sua
validità quando la misura supera un valore di soglia, pari a circa 450 HB; in tal caso infatti la
misura di durezza del materiale diventa confrontabile con quella del penetratore sferico di
acciaio (sotto carico la sfera si deformerebbe falsando la misura). Per ovviare a questo
problema e permettere la misura di durezza su materiali più duri dell'acciaio del penetratore
sferico, si passa a scale di durezza diverse, quali ad esempio la durezza Vickers e Rockwell.
Prove di durezza Vickers
La punta del penetratore è di diamante, di modo che la prova possa essere eseguita anche
su materiali molto duri. La punta del penetratore è a forma di piramide retta a base
quadrata con angolo al vertice di 136°.
Fig.E - Distribuzione del carico in una prova Vickers.
L’angolo di penetrazione dell’impronta e, di conseguenza, la distribuzione della forza
trasmessa al materiale (forza rossa) sono sempre uguali e sono indipendenti dal carico
applicato (forza blu). L’impronta aumenta in modo proporzionale al carico applicato al
penetratore (forza blu) usato per calcolare HV.
Analogamente alla durezza Brinell, la durezza Vickers è definita come: HV = P/S, ovverosia il
valore di durezza Vickers è misurato come rapporto tra il carico applicato al penetratore e
l’area della superficie piramidale dell’impronta.
Si può determinare facilmente S misurando la diagonale della impronte per mezzo di un
microscopio (l’impronta è sempre molto piccola).
Fig.E - Schema della prova di durezza Vickers.
A scala Brinell e la scala Vickers teoricamente coincidono, (anche se solo fino a 450HB,
ammesso che nelle Prove Brinell sia rispettato il valore α = 136°). Come per la prova di
durezza Brinell, è possibile stimare dal valore ottenuto in scala HV il carico unitario a rottura
Rm di un acciaio al carbonio o debolmente legato moltiplicando il valore HV per il fattore 3,3
(Rm ≈ 3,3*HV).
Vantaggi della prova Vickers
•Il carico P può essere qualsiasi, essendo la similitudine automaticamente rispettata (α
sempre pari a 136°)
•Il diamante consente di testare materiali molto duri
•Possibilità di ottenere impronte di piccole dimensioni e di testare campioni di dimensioni
limitate. È possibile indagare localmente la durezza di fasi e costituenti strutturali.
Svantaggi della prova Vickers
•Maggior cura nella preparazione della superficie dei campioni (specialmente se l’impronta
è piccola)
•Non può essere eseguita su materiali disomogenei, dato che l'impronta è molto piccola,
risentirebbe di forti variazioni locali. La durezza Brinell permette al contrario di avere valori
mediati anche in caso di alta variabilità da zona a zona.
Prova Rockwell
Il valore di durezza Rockwell non ha un significato fisico come nella prova HB o HV, ma è
valutato come affondamento del penetratore (di diversa geometria, vedi Fig.H) sotto un
determinato carico.
La procedura di esecuzione prevede (Fig.F):
1. Si appoggia il penetratore sul pezzo e si applica un precarico F0 (sempre di 10 Kg) per
l’assestamento;
2. si azzera il comparatore che misura l’affondamento del penetratore (zero macchina).
3. Si applica il carico vero e proprio F1 (diverso a seconda della prova).
4. Dopo 10s si toglie F1 e si misura l’affondamento.
Fig.F - Schema della prova di durezza Rockwell.
Fig.H - Tipi di (scale) prove Rockwell Precarico: 10Kg. Le scale A, C, D sono usate per materiali molto duri; C è
sconsigliata se il materiale è troppo duro (il carico elevato può Danneggiare il penetratore). Per durezze < 20
HRC è consigliabile usare la HRB.
Prove meccaniche: Prova Charpy per la misura della
tenacità del materiale (detta impropriamente prova di
resilienza)
La prova Charpy permette di caratterizzare il comportamento TENACE di un materiale,
ovverosia la capacità di assorbire energia prima di rompersi soggetto ad una sollecitazione
dinamica impulsiva ed in presenza di geometria intagliata. La proprietà TENACITA' non va
confusa con la RESILIENZA, che è invece la capacità di un materiale di assorbire energia di
deformazione elastica, quindi misurabile fino al regime delle grandi deformazioni (i.e. oltre il
Rs).
Tuttavia è frequente il nome un po’ improprio di Prova di Resilienza che viene ancora dato a
questa prova su molti testi italiani. Per evitare di impiegare termini poco coerenti, si decide
di chiamare questa prova Charpy (dal nome di chi l'ha sviluppata) oppure prova di tenacità.
La macchina di prova consiste in un pendolo con una mazza battente di peso assegnato
(fig.A). La mazza viene portata in posizione di carico (vedi fig.A) e viene bloccata per
permettere l'alloggiamento del provino di materiale intagliato nel punto di minimo della
traiettoria della mazza.
Fig.A - Schema dell'apparato di prova e geometria dei provini intagliati impiegati nella prova
di resilienza.
La mazza quindi viene rilasciata. Per gravità, l'energia potenziale all'istante t=0 (mazza
bloccata in posizione alta) si trasforma in cinetica. La mazza urta contro il provino
provocandone la rottura e risale ad una certa quota (Fig.B). La differenza tra le quote
permette il calcolo della energia assorbita durante l'impatto, sotto-forma di energia di
rottura del materiale con il quale è preparato il provino standard. La misura della prova
Charpy è espressa in Joule (oppure, più raramente, in Joule/cm2).
Simbolicamente il risultato della prova si esprime con il numero che indica i Joule registrati
in prova seguito dalla scala che prende il nome dalla tipologia di provino usato.
Ad esempio, impiegando il provino con intaglio a V, e registrando 45 Joule in prova di
resilienza, si indicherà in KV=40 Joule il valore di resilienza del materiale.
Fig.B - Misura dell'energia immagazzinata dalla rottura del materiale.
Durante la prova Charpy condotta su un materiale metallico si possono manifestare due tipi
di rotture:
•
•
Rotture TENACI, cioè caratterizzate da una superficie di frattura di tipo duttile e con
ampie deformazioni plastiche visibili già ad occhio nudo localizzate in corrispondenza
della superficie con l'intaglio (che fa da invito alla rottura); la prova registra in tal caso
elevati valori di tenacità (i.e. alti valori in scala Joule).
Rotture di tipo FRAGILE, caratterizzate da nulle (o quasi nulle) deformazioni plastiche
osservabili sulla superficie di rottura del provino; la prova registra in tal caso bassi (o
quasi nulli) valori di tenacità (i.e. bassi valori in scala Joule).
La natura della microstruttura dell'acciaio a temperatura ambiente è il fattore determinante
per avere una rottura TENACE o FRAGILE; ad esempio:
• Sarà molto tenace quando verrà testato un provino fatto da una microstruttura duttile
(prima condizione per ottenere alta tenacità alla rottura, cioè marcate deformazioni
plastiche in fase di rottura = alta energia assorbita) come ad esempio un acciaio a
bassissimo carbonio con molta FERRITE e poca PERLITE;
• Sarà molto fragile nel caso venga testato un acciaio ad alto C costituito da una
microstruttura a reticolo tetragonale distorto (i.e. martensite ad alto C);
Tuttavia si osserva che anche un materiale duttile, abbassando la temperatura cui viene
condotta la prova Charpy al di sotto certi valori di soglia (variabili in funzione della
composizione chimica e principalmente del tenore di carbonio), il provino esibisce rotture
fragili (a bassa energia) nonostante nella prova Charpy condotta a temperatura ambiente
questo stesso materiale esibiva un comportamento tenace, ad alta energia di rottura.
Questo fenomeno, chiamato transizione duttile-fragile, del quale è responsabile la bassa
temperatura (perché riduce fortemente la vibrazione degli atomi e la possibilità di
scorrimento delle dislocazioni) è ben evidente nel diagramma di Fig.C che rappresenta
genericamente il risultato di una curva di tenacità del materiale realizzato con prove di
tenacità singole condotte a temperatura variabile, da temperatura sopra la Tambiente a
bassa temperatura. Poiché il fenomeno della transizione duttile-fragile (tenace-fragile) si
evidenzia per via dell'inibizione al moto delle dislocazioni per effetto termico, va da se che
reticoli con moto delle dislocazioni sfavorito partono da valori di tenacità più bassi e
mostrano il fenomeno della transizione a temperature più elevate. Ciò è ben evidente se si
sovrappongono curve di tenacità di diversi acciai al carbonio con tenore di carbonio
crescente (vedi Fig.D).
Fig.C - Curva di tenacità in temperatura con in evidenza la temperatura di transizione Ttr.
Fig.D - Prove di tenacità in temperatura di acciai con tenore di carbonio variabile.
Parte II – Gli Acciai Speciali e loro
trattamento
Rinvenimento degli acciai
Note aggiuntive sull'effetto della temperatura di rinvenimento
Come visto nella sezione precedente, il rinvenimento è dunque un trattamento termico
eseguito ad una temperatura inferiore a quella dei punti critici con il duplice scopo di:
•
Attenuare le tensioni interne,
•
Attenuare l’eccessiva fragilità della struttura martensitica.
Il rinvenimento provoca una diminuzione della durezza ed un aumento della tenacità.
In questo paragrafo approfondiamo a quali livelli di temperatura in genere si opera per i
diversi acciai. Infatti la diversa temperatura di rinvenimento dipende dal tipo di acciaio, o
meglio dire, dagli scopi particolari che si vogliono raggiungere con quel particolare acciaio.
Questo concetto verrà rifinito e definitivamente compreso quando affronteremo la parte
relativa alla Classificazione degli Acciai Speciali. Per ora pertanto è sufficiente iniziare a
conoscere le 4 tipologie di rinvenimento che vengono usualmente impiegate per gli Acciai
Speciali, ovverosia:
• Rinvenimento a bassa temperatura a 150°C (detto anche distensione);
• Rinvenimento a 200°C;
• Rinvenimento a 450° C;
• Rinvenimento a 600° C.
Ma perché si impiegano proprio queste 4 temperature per il rinvenimento degli acciai e
quale diverso effetto procura sull'acciaio appena temprato condurre un rinvenimento a
temperatura variabile?
Influenza della temperatura di rinvenimento di una struttura martensitica
Gli effetti del rinvenimento sono tanto più sensibili quanto è maggiore la temperatura a cui
tale raffreddamento è eseguito. Di solito come temperatura di rinvenimento si sceglie quella
che dà il miglior compromesso tra le caratteristiche di durezza e resistenza e quelle di
tenacità e deformabilità.
Fig.91 - Andamento qualitativo delle caratteristiche meccaniche di un acciaio temprato e rinvenuto a
diverse temperature.
Spieghiamo l’andamento delle curve in Fig.91. Come sappiamo, riscaldando si fornisce
energia vibrazionale agli atomi, sia Fe che C. La combinazione dei due effetti, ovverosia la
dilatazione del reticolo tetragonale di base (dovuta ad aumentata vibrazione sul posto degli
tomi di Fe) e l'aumentata mobilità del C favorisce il suo fuoriuscire dalle posizioni interstiziali
all'interno del reticolo tetragonale distorto, dove vi era rimasto imprigionato durante la fase
di tempra.
La cella diventa dunque meno deformata e la durezza, che come abbiamo visto è legata alla
deformazione della cella perché la deformazione reticolare inibisce il transito di piani
dislocativi, diminuisce. L'abbassamento di durezza, e quindi di tutte le caratteristiche
meccaniche resistenziali (e.g. Rm, Rsn), è infatti evidente nel diagramma qualitativo di
Fig.91. Ad un abbassamento della resistenza meccanica, fa da contropartita un
innalzamento delle caratteristiche duttili (A%) e quelle di tenacità (KV), tra loro in stretta
correlazione. Ovviamente questo effetto complementare è sempre "governato" dalla
mobilità dei piani dislocativi: dato che il rinvenimento a 600°C consente la fuoriuscita del
carbonio dal reticolo tetragonale e la sua trasformazione in reticolo cubico corpo centrato
(ccc), il recupero di mobilità delle dislocazioni è notevole. Ovviamente la caduta di
caratteristiche meccaniche è "bilanciata" dalla formazione di carburi dispersi in particelle (di
Fe3C, se non vi sono altri elementi affini con il C più del Fe) di forma globulare molto piccole,
sub-microscopiche ed in grado di perturbare il nuovo reticolo ccc formatosi per opporsi
quanto possibile al moto delle dislocazioni.
Vediamo allora, partendo dal rinvenimento classico a 600°C cosa accade per rinvenimenti a
temperature più basse.
Le diverse temperature di rinvenimento innescano diversi fenomeni metallurgici, in
particolare:
• 100 / 250° C--> Inizia a precipitare del carburo di ferro con una stechiometria non ben
definita, FexC o carburo ε;
• 200 / 300° C--> si assiste alla trasformazione dell’austenite residua eventualmente
presente in Bainite. Può capitare che il punto Mf sia al di sotto delle temperature
ordinarie, in funzione della analisi chimica dell'acciaio (più l'analisi chimica è ricca di
elementi di lega, ivi compreso il C, più le curve CCT si spostano verso destra ma anche
verso il basso). In questo caso, ultimata la tempra, può accadere che a temperatura
ambiente rimane ancora una certa quantità di austenite che non si è trasformata in
martensite. Questo rinvenimento permette di trasformare l’austenite residua in
bainite, che è un costituente molto più duro dell’austenite. Ciò che si ottiene ottengo
è un aumento di qualche punto di durezza. Tanto più la percentuale di austenite
residua è alta, tanto più evidente sarà il recupero di durezza rispetto la condizione di
struttura appena temprata (vedi schema di Fig.92).
• 250 / 350° C, intervallo nel quale si assiste alla precipitazione di Fe3C sotto forma di
placchette a bastoncelle;
• 400 / 600° C, prosegue la precipitazione di Fe3C, questa volta sotto forma globulare.
Come visto già, quando è uscito tutto il carbonio, da una struttura tetragonale
originaria torno ad una struttura cubica a corpo centrato ccc.
• 500 / 600° C; se l’acciaio è fortemente legato con metalli che abbiano grande affinità
con il carbonio (ad es. W, Mo, Cr, Ti) allora a queste temperature si verifica la
formazione di carburi di questi metalli. Tali carburi hanno dimensioni molto limitate e
sono omogeneamente dispersi nella matrice e incrementano molto le caratteristiche
meccaniche intorno a questa finestra di trattamento (vedi fig.93). Questo andamento
è qui mostrato per completezza di discussione ed è tipico di acciai per utensili, che
però non sono oggetto di questo corso che si limiterà a trattare gli Acciai Speciali.
•
600 / 700° C, si assiste alla coalescenza dei carburi; i carburi finissimi tendono a
raggrupparsi tra di loro generando particelle più grossolane. Diminuiscono quindi le
caratteristiche di resistenza (il rafforzamento è tanto più evidente quanto più sono
piccole le particelle disperse nella matrice).
Fig.92 - Andamento qualitativo delle caratteristiche meccaniche di un acciaio temprato e rinvenuto a
diverse temperature, con un picco intorno ai 200°C dovuto alla trasformazione in Bainite di una
considerevole percentuale di Austenite residua rimasta non trasformata a causa di uno spostamento
sotto la temperatura ambiente della temperatura critica Mf.
Fig.92 - Andamento qualitativo delle caratteristiche meccaniche di un acciaio temprato e rinvenuto a
diverse temperature, con un picco intorno ai 500°C-600°C dovuto alla formazione di molti carburi
complessi (cioè misti con altri elementi presenti in lega, come Cr, V, Ti, W, etc.) e stabili ad alta
temperatura finemente dispersi in matrice.
Influenza del tempo
L’influenza delle durata del rinvenimento sulle caratteristiche meccaniche è molto meno
evidente dell’influenza della temperatura. In fig.93 a titolo di esempio è mostrato come
varia il carico di rottura col tempo nel caso di rinvenimento eseguito a 570° C oppure a 640°
C.
Fig.93 - Andamento qualitativo delle caratteristiche meccaniche di un acciaio temprato e rinvenuto a
diverse temperature e con tempi di rinvenimento variabili.
Cadute sensibili si registrano solo a temperature elevate e sono localizzate nelle prime ore.
Per temperature di rinvenimento inferiori ai 500° C occorrono invece moltissime ore perché
si abbia un decadimento apprezzabile delle caratteristiche meccaniche.
In definitiva, le variabili operative da cui dipendono i risultati del rinvenimento sono dunque
due: temperatura e tempo.
Il fenomeno della fragilità da rinvenimento degli acciai al Cr e Cr-Mn
Questo fenomeno, conosciuto anche col nome di malattia di Krupp, interessa
particolarmente gli acciai debolmente legati al Cr o al Cr-Mn contenenti impurezze che
vengano soggetti ad un rinvenimento intorno ai 600°C dopo la fase di tempra, detto anche
trattamento di bonifica. Si osserva per questi acciai che a seconda del mezzo di
raffreddamento usato, cioè della rapidità del raffreddamento fuori forno, il comportamento
del materiale nei confronti della tenacità è quello in fig.94.
Fig.94 - Andamento delle curve di transizione di un acciaio al Cr o Cr-Mn che soffre del
problema della fragilità da rinvenimento.
E’ evidente dal diagramma di fig.24 che il tipo di raffreddamento post rinvenimento
influenza inaspettatamente il comportamento del materiale dal punto di vista della fragilità.
Se raffreddo in acqua infatti ottengo un materiale tenace anche alla basse temperature.
Proseguiamo con i nostri esperimenti. Se facciamo un trattamento termico a temperatura
inferiore di quella dell’ultimo trattamento eseguito, non modifichiamo la struttura iniziale.
Se quindi sottoponiamo un materiale che ha subito un trattamento di bonifica ad un
secondo rinvenimento a temperatura inferiore a 600° C, non dovremmo poter notare dei
cambiamenti nel comportamento del materiale. Tuttavia, se il secondo rinvenimento è
eseguito su questi acciai nel range di temperatura 500-525° C, si registra un notevole calo
del valore della resilienza (fig.95).
Fig.95 - Andamento della tenacità in funzione della temperatura di un secondo rinvenimento eseguito
su un acciaio al Cr o Cr-Mn che soffre del problema della fragilità da rinvenimento.
Un raffreddamento veloce comporterà invece una permanenza minore nell’intervallo
pericoloso (fig.96), spiegando i risultati del grafico in fig.94.
Fig.96 - Tempi di transito dall'intervallo critico intorno.
Il fenomeno della fragilità di rinvenimento è tuttavia reversibile: se si sbaglia cioè la
temperatura di rinvenimento oppure la velocità di raffreddamento, ottenendo un materiale
fragile, è possibile rimediare ripetendo il rinvenimento in maniera corretta.
L’aggiunta di Molibdeno in piccole percentuali (0,2%) è sufficiente a rendere questi acciai
insensibili al fenomeno della fragilità di rinvenimento. Pertanto, nel caso si debbano
rinvenire acciai da bonifica al Cr o al Cr-Mn, il raffreddamento deve avvenire in acqua;
soltanto con l'aggiunta in lega di Mo il raffreddamento di questi acciai può essere più blando
e condotto in aria.
Solo con l'avvento della microscopia elettronica si è riusciti ad indagare sulle cause della
fragilità di rinvenimento che sostanzialmente dipendono da:
Fenomeni di segregazioni di impurezze (soprattutto ai bordi di grano);
Precipitazione di carburi di Cr e Mn (anche questi ai bordi di grano).
Poiché entrambi i fenomeni avvengono nell'intervallo critico 500-525°C ma hanno necessità
di cinetiche minime, l'elevata velocità di transito nell'intorno di queste temperature non
consente che i fenomeni di precipitazione a bordo grano si completino.
Temprabilità degli acciai
In questa sezione parleremo di temprabilità degli acciai, cosa è e come si misura attraverso
la prova standard "Jominy".
Anzitutto partiamo dal definire cosa si debba intendere con il termine TEMBRABILITA' per
un acciaio. La temprabilità è l'attitudine di un acciaio a prendere tempra (trasformarsi in
martensite) all'interno del pezzo. Certamente essa è - per come viene definita - legata alla
posizione delle curve CCT dell'acciaio: come mostrato in Fig.90, l'aggiunta di elementi di lega
(tutti ad eccezione del cobalto) favorisce lo spostamento delle curve CCT verso destra,
permettendo all'acciaio quindi di essere temprato.
Ma va però rifinito meglio il concetto di temprabilità considerando non più delle laminette
sottili impiegate in laboratorio per il tracciamento e lo studio delle curve CCT di un acciaio. A
livello industriale ci interessa infatti prevedere le strutture finali dopo un raffreddamento
condotto su un pezzo massivo, ad esempio una barra cilindrica, e non di lamine di spessore
ridotto che sono volutamente impiegate in fase di elaborazione delle curve CCT proprio per
eliminare il problema delle inerzie termiche che si generano sempre all'interno di un pezzo
quando esso viene immerso in una vasca di raffreddamento dopo la sua estrazione dal
forno di austenitizzazione. Le inerzie termiche dipendono essenzialmente dal fatto che a
ridosso dell'epidermide del pezzo ad alta temperatura lo scambio termico con il mezzo
temprante avviene rapidamente e per fenomeni convettivi, mentre all'interno della sezione
il calore viene estratto per fenomeni conduttivi (più lenti)dal cuore verso la superficie che si
sta raffreddando a diretto contatto con il mezzo temprante.
Il problema derivante dalla difformità di raffreddamento tra superficie (traiettoria 1) e cuore
(traiettoria 3) della barra di Fig.97 è dunque ben evidenziabile in base allo stesso diagramma
di Fig.94, quando esso lo si legga in termini di microstrutture prodotte al termine del
raffreddamento di tutte le sue porzioni più interne.
Fig.97 - Andamento delle curve di raffreddamento reali su una sezione interna di una barra cilindrica
a diametro finito.
Mentre infatti si è riusciti a trasformare le zone epidermiche del pezzo in martensite, ciò
non vale per le areole circonferenziali concentriche nell'intorno del punto 2 (la struttura
ottenuta con il raffreddamento 2 è infatti mista, F+P+B+M), né tantomeno vi è produzione
di martensite a cuore (i.e. traiettoria 3) che invece si realizza tutto in F+P.
Uno dei principali effetti collaterali dannosi per la bontà del trattamento di tempra risiede
infatti in una elevata difformità di microstrutture che si possono trasformare durante il
rapido raffreddamento condotto in un mezzo di tempra. Si rimandano ad altro corso di
metallurgia avanzato i dettagli dei complessi fenomeni che avvengono in fase di
raffreddamento per acciai scarsamente temprabili, cioè di tutti quegli acciai per i quali per
una data sezione minima si iniziano a svolgere in fase di tempra trasformazioni
dell'austenite instabile in microstrutture molto variegate come nell'esempio di Fig.97.
Tuttavia ai fini degli argomenti del corso che tratteremo segnaliamo soltanto i termini
generali il fenomeno che avviene in fase di raffreddamento per pezzi che vedono le proprie
traiettorie di raffreddamento molto discoste tra loro (i.e. pezzi di medio e grosso diametro),
ovverosia le traiettorie della superficie e del cuore sono allo stesso istante di tempo
"distanti" in termini di temperatura istantanea. Anzitutto va segnalato che nella
trasformazione da reticolo CFC austenitico a tetragonale distorto martensitico, la cella
elementare aumenta di volume. Questo di fatto è già a noi noto: sappiamo infatti che
durante il rapido raffreddamento con blocco della diffusione di atomi di C, il reticolo CFC
austenitico non ha il tempo di: 1) contrarsi per effetto termico (si sta raffreddando, dunque
la sua dilatazione per effetto termico - vibrazione sul posto di atomi di Fe - diminuisce); 2)
nucleare a bordo dei grani austenitici la nuova struttura BCC con riassetto degli atomi d C
nelle nuove posizioni interstiziali tipiche del BCC (la diffusione del C è azzerata). In
definitiva, ciò che qui preme ricordare è l'effetto combinato dei due fenomeni 1) e 2): il
reticolo martensitico tetragonale distorto si forma con dilatazione volumetrica rispetto al
CFC da cui si origina ed in più è molto resistente. Ora, consideriamo che, in base al
raffreddamento difforme tra superficie e cuore (vedi Fig.98) vi siano a diversi istanti di
tempo areole circonferenziali (parliamo di areole circonferenziali per continuare l'esempio
della barra cilindrica) di materiale contigue tra loro che si trovano però in condizioni di
trasformazione reticolare molto dissimili, ovverosia:
a) quelle più esterne, verso la superficie, in condizioni di martensite trasformata,
b) quelle più interne in condizioni di austenite instabile, molto cedevole (ha uno
snervamento, per di più a caldo, molto basso).
In figura lo schema della barra mostra infatti che ad un determinato istante di tempo t1, la
superficie si è trasformata già in martensite, dura e rigida al tempo stesso, mentre il cuore è
ancora in fase austenitica (instabile), molto cedevole perché possiede il CFC elevata
deformabilità e bassissima resistenza allo snervamento. Ora si sommi allo schema di Fig.98
anche l'effetto dell'aumento volumetrico dovuto alla trasformazione subita dalle zone
esterne superficiali nel loro passaggio (A) --> M; come detto, questa trasformazione avviene
con aumento del volume reticolare. L'effetto finale all'istante di tempo t1 è dunque il
seguente:
a. l'areola (o "anello", per semplificare lo schema) circonferenziale esterna si trasforma in
martensite, dilatandosi circonferenzialmente (i.e. aumenta il suo diametro interno Di
ed esterno De);
b. Mentre il diametro interno Di, quello contiguo con la zona interna che è ancora
austenitica, aumenta, la zona interna austenitica "cede plasticamente" e segue questa
dilatazione dell'anello martensitico.
Tuttavia, appena la porzione interna all'istante t1 austenitica incorerà nella
trasformazione martensitica (spostiamoci sullo schema all'istante t2), anche l'anello
interno ex-austenitico vorrà dilatarsi. Poiché esso risulta impedito nella sua libera
dilatazione volumetrica dall'anello esterno martensitico già rigido formatosi all'istate
t1, il risultato è il seguente:
a. l'anello interno martensitico di fresca trasformazione "vorrebbe" dilatarsi liberamente,
ma non può, essendo costretto nella sua posizione dal guscio rigido esterno già
formato;
b. Contestualmente, l'anello esterno che ha già definito il suo finale "assetto" all'istante
t1, viene sollecitato con una sorta di pressione interna dovuta al tentativo dell'anello
interno di dilatarsi circonferenzialmente.
Le due azioni 1) e 2) generano cioè nell'anello esterno delle tensioni residue da
trattamento termico di trazione circonferenziale, mentre nell'anello interno esse si
generano in segno opposto, di compressione: una volta che il pezzo si è assestato e si è
portato omogeneamente a temperatura ambiente, il risultato può essere di tre tipi i
seguito elencate per crescente livello di difettosità che dipendono essenzialmente
dall'entità delle tensioni residue sopra citate, dalla resistenza meccanica del materiale
e dalla geometria locale del componente (cioè per pezzi a geometria complessa e
grosse variazione di sezione del componente; tale questione tecnologica non viene
però affrontata in questo corso di base):
i) le diverse dilatazioni subite in ultimo delle areole sono blande e determinano solo
uno stato di tensione interna al pezzo, auto-bilanciato tra tensioni circonferenziali di
trazione e di compressione sviluppatesi;
ii) le dilatazioni volumetriche e le tensioni sviluppate di conseguenza sono elevate al
punto che internamente il materiale subisce locali deformazioni platiche, cioè è stato
superato il suo carico Rsn. Questo determina locali variazioni irreversibili di geometria
(i.e. deformazione plastica del materiale in alcune zone), che a loro volta
macroscopicamente determinano una non perfetta geometria "a disegno" del pezzo
temprato; in alcune zone cioè il pezzo risulterà "fuori tolleranza" dimensionale. Si
parla in tal caso di distorsioni da trattamento di tempra.
c. In aggiunta al fenomeno già descritto in ii), le tensioni sono talmente elevate che
durante la fase di tempra, la martensite trasformatasi per prima, non appena l'anello
interno (sempre in riferimento al nostro esempio di fig.98) prova a dilatarsi, cede e si
rompe con comportamento fragile intergranulare (i.e. cedono i bordi di grano del
tetragonale distorto). Si parla in tal caso di cricche da tempra. Questa è la condizione
tra le 3 peggiore poiché ovviamente non recuperabile. Il pezzo in tal caso deve essere
rimandato in fonderia per il recupero del materiale come rottame, e tutte le
lavorazioni fino a quale punto eseguite vengono a non esser più assorbite dal valore
che si stava generando, non più ovviamente portato sul mercato.
Fig.98 - Effetto delle diverse traiettorie di raffreddamento sullo stato finale di tensionamento
residuo finale di una barra di acciaio.
Riuscire dunque a temprare integralmente la barra del nostro esempio di fig.97 e fig.98,
cioè spingere la martensite fino al cuore del pezzo, è benefico sia ai fini di omogeneizzare la
struttura finale aumentandone le caratteristiche meccaniche fin all'interno della sezione, sia
riducendo al minimo le tensioni residue dovute alle dilatazioni disuniformi istantanee prima
discusse. Come possiamo quindi spingere la trasformazione di martensite quanto più
possibile all'interno del pezzo?
È proprio l'analisi chimica che viene in aiuto in tal senso: l'aumento degli elementi di lega,
come noto, sposta le curve CCT verso destra e verso il basso, ma ciò che più conta ai fini
della temprabilità è proprio l'effetto del loro spostamento verso destra.
L'aumento degli elementi di lega, ivi compreso il carbonio, determina dunque un aumento
della temprabilità di un acciaio.
Rimane tuttavia il problema di valutare e quantificare in modo comparativo la temprabilità
tra acciaio ed acciaio. Per misurare la temprabilità degli acciai, oppure semplicemente per
caratterizzare la temprabilità di una colata prodotta in fonderia al fine che si possa ritenere
effettivamente in accordo con gli standard fissati da normative di designazione acciai che
più avanti incontreremo, si impiega solitamente la prova Jominy, o prova di temprabilità di
un acciaio.
La PROVA JOMINY o prova per la temprabilità di un acciaio
Per questa prova viene impiegato un campione, avente la forma e le dimensioni
standardizzate ed indicate in fig.99. L'importanza della standardizzazione delle dimensioni e
geometrie del campione risiede nel fatto che l'unica variabile qui da considerare, con effetto
sulla temprabilità appunto, è l'analisi chimica dell'acciaio. Poiché infatti la variabilità di
microstrutture ottenute all'interno di un pezzo (vedi ancora fig.97) dipende tanto dalla
posizione delle curve CCT quanto dalla geometria del pezzo (i.e. dalla posizione del fascio di
curve di raffreddamento), bloccando la geometria del pezzo, il problema della valutazione
della temprabilità attraverso la formazione di più o meno martensite si riduce all'unica
variabile "posizione delle curve CCT", cioè alla analisi chimica dell'acciaio che di fatto la
governa.
Questo metodo prevede dapprima l'inserimento in forno di una provetta standard le cui
dimensioni e geometrie sono evidenziate in Fig.99.
Si esegue quindi un riscaldo fino a raggiungere la temperatura di austenitizzazione
dell'acciaio di costituzione del provino, cioè l'acciaio per il quale si vuole misurare la
temprabilità.
Non appena il provino ha terminato la sua omogena austenitizzazione, si estrae dal forno e
si posiziona rapidamente sul supporto evidenziato in fig.99.
A questo punto viene eseguito un raffreddamento calibrato, attraverso un ugello dal quale
fuoriesce un getto d’acqua di intensità e temperatura opportuna. Anche la diposizione
dell’ugello rispetto alla provetta è ben definita (fig.99). L'acqua di tempra impatta soltanto
la base inferiore del provino, e lo schema di prova è proprio mirato a non far fluire alcun
filetto fluido lungo la superficie cilindrica. Soltanto la base del provino è quindi investita
direttamente dall'acqua.
Il provino raffreddato in questa maniera risulta sottoposto a velocità di raffreddamento
diverse che diminuiscono man mano che ci allontaniamo dalla base del provino
direttamente colpita dal getto d’acqua.
A raffreddamento avvenuto si misura la variazione della durezza lungo una generatrice della
superficie cilindrica; per rendere più agevole la rilevazione della durezza, due generatrici
opposte del provino vengono fresate in modo da ottenere due superfici piane, l'una di
appoggio sotto lo strumento durometro, l'altra opposta dove vengono eseguite e prove di
durezza.
I risultati di questa operazione vengono riportati su un diagramma. Si ottiene così la curva di
temprabilità o curva di Jominy dell’acciaio preso in esame. In fig.100 ne è riportato un
esempio comprensivo della spiegazione del perché la curva di temprabilità rappresentata in
figura parta con valori elevati e decade man mano che ci si allontana dalla base del provino
Jominy.
Fig.99 - Schema della prova Jominy comprensiva di provetta standard, supporto ed ugello di uscita
dell'acqua di tempra.
Fig.100 - Correlazione tra l'andamento delle durezze nella prova di temprabilità (grafico Jominy o di
temprabilità in alto) e le trasformazioni avvenute in base alla curve CCT dell'acciaio.
Ora confrontiamo due curve Jominy, di due acciai diversi, come quelle riportate in Fig.101.
La curva 1 si riferisce ad una acciaio maggiormente temprabile: infatti la durezza diminuisce
gradualmente sintomo questo che la martensite e strutture più dure, come la bainite,
riescono a spingersi a distanze maggiori dalla base temprata. Ci si deve attendere dunque
che le curve CCT dell'acciaio 1 sono spostate più a destra rispetto quelle dell'acciaio 2.
D'altra parte la curva 2 rappresenta, per confronto con la 1, un acciaio meno temprabile
perché meno legato con altri elementi di lega, ma esso possiede una maggiore percentuale
di carbonio. Ciò lo si evince dal fatto che la durezza della martensite NON rinvenuta (cioè
proprio quella generata sulla base temprata del provino Jominy investito dall'acqua)
dipende essenzialmente dal contenuto di carbonio che determina l'entità della distorsione
del reticolo tetragonale.
Fig.101 - Confronto tra la curve Jominy di due acciai: 1) acciaio a più alto carbonio, ma minore tenore
percentuale di altri elementi di lega; 2) acciaio con minore carbonio ma maggiormente legato.
Si segnala, per completezza, che le tabelle normative per ogni acciaio vengono riportate due
curve Jominy: ciascuna corrisponde alle estremità di variabilità che viene ammessa per la
composizione chimica dell'acciaio come esso viene accettato dalla normativa. In tal modo
risulta individuata l'intera banda di variabilità della prova Jominy come essa viene ammessa
in base alla tolleranza di composizione chimica che viene accettata dalla normativa di
riferimento (Fig.102).
Fig.102- Esempio di una reale curva di temprabilità come appare nelle tabelle normate degli acciai.
Designazione degli acciai
Per designazione degli acciai intendiamo descrivere la procedura in accordo con la
normativa Comunitaria EN 10027-1 in base alla quale viene definita la sigla specifica degli
acciai. Designare un acciaio in pratica equivale ad assegnarli i corretto nome, oppure,
viceversa, leggerne la sigla per derivare le principali caratteristiche meccaniche, di impiego
e/o di composizione chimica che la sigla stessa comunica.
La normativa distingue anzitutto gli acciaio in due macro Gruppi, Gruppo I e Gruppo II; la
distinzione avviene come segue.
Acciai del GRUPPO I
Agli acciai del Gruppo I appartengono acciai che vengono designati in base al loro impiego e
alle caratteristiche meccaniche minime garantite, per quel particolare impiego. NON sono
acciai da trattamento termico nel senso che i genere sono posti in esercizio allo stato
normalizzato o ricotto, o comunque venduti su mercato con il trattamento finale eseguito
direttamente dal produttore. Questi acciai non vengono trattati termicamente con cicli
successivi perché da un lato il loro costo deve essere mantenuto particolarmente basso,
dall'altro già la definizione dell'impiego e la definizione delle caratteristiche meccaniche
minime garantite permettono all'utilizzatore di impiegarlo allo stato di fornitura. È questo il
tipico caso di acciai da carpenteria (travi a H, ad I, etc.), di tondini da cemento armato, di
acciai per armamento ferroviario (es. binari ferroviaria), ecc.
Come si designano
Gli acciai I Gruppo si designano come segue:
X nnn
Ovverosia una lettera seguita da un numero, qui sopra genericamente definiti dalla generica
lettera "X", e dal generico numero "nnn".
La lettera "X" è definita da normativa in base all'impiego. Di seguito alcune delle lettere
indicanti gli impieghi, con evidenziati in grassetto i principali da tenere in considerazione:
B - acciai per calcestruzzo armato ordinario;
P - acciai per impieghi sotto pressione;
R - acciai per rotaie;
S - acciai per impieghi strutturali (carpenterie metalliche);
La stessa normativa stabilisce quale debba essere la caratteristica meccanica con
l'indicazione quantificata della soglia minima garantita da introdurre come seconda parte
della sigla (cioè i numeri "nnn").
Ad esempio, l'acciaio S 235 identifica:
S: acciaio per impieghi strutturali;
235: Rsn (carico unitario a snervamento) minimo garantito in MPa;
Oppure, l'acciaio R 200 identifica:
R: impieghi per rotaie
200: minima durezza superficiale in HB
Gli acciai del GRUPPO I vengono classificati (cioè raggruppati in classi) in 3 classi: bassa,
media e alta resistenza, in base alla loro resistenza meccanica.
Il carbonio è pressoché uguale in tutti i 3 gruppi, e ciò che varia è invece il tenore di silicio e
manganese:
• Acciai a bassa resistenza con percentuale di silicio minore a 0,4;
• Acciai a media resistenza hanno percentuali di silicio tra 0,4 e 0,8;
Perché si chiamano così perché il silicio ha quasi lo stesso effetto del carbonio, poiché
va in soluzione nel reticolo del ferro α e lo distorce localmente aumentandone la
resistenza, senza però impattare sui punti critici e sulle trasformazioni di fase;
• Acciai ad alta resistenza percentuale di silicio maggiore tra 0,8 e 1,6 e c'è presente il
manganese maggiore dell'1,65 percento che aumenta ulteriormente la resistenza.
***
Acciai del GRUPPO II
Al GRUPPO II invece appartengono gli acciai adatti per il trattamento termico. Ciò significa
che l'ottimizzazione delle caratteristiche meccaniche la si ottiene proprio in seguito
all'opportuno ciclo di trattamento termico che verrà condotto sul pezzo.
Essi vengono designati in base a 3 tipologie di sigla in funzione della sua composizione
chimica. Infatti questi acciai vengono anche detti acciai designati in base alla composizione
chimica. Prima di procedere, è importante notare come la designazione è univoca, nel
senso che se un acciaio viene designato in base ad una delle 3 tipologie di sigla,
automaticamente le altre due sono escluse.
Caso 1: Acciai solo carbonio.
Si designano come segue:
C nn
Dove C indica appunto che l'acciaio è al solo C, mentre i numeri "nn" rappresentano,
moltiplicata per 100, il tenore medio di carbonio presente nella formulazione chimica
dell'acciaio.
Ad es:
C 40
indica un acciaio al solo carbonio con percentuale di carbonio pari al 0.4% (i.e. 0.4% =
40/100).
Facciamo qui una premessa che ha carattere generale, cioè vale anche per le altre due
tipologie di sigla di designazione che vedremo a breve. Nella composizione chimica
dell'acciaio ci sarà sempre una soglia minima residuale di elementi come silicio Si e
manganese Mn, poiché sono elementi immessi in varie fasi del ciclo di fabbricazione di un
acciaio (che non verrà trattato in questo corso di base) e dunque elementi residui che
rimangono in formulazione chimica. Ma sino ad una certa soglia, generalmente superiore al
0.5%.
NOTA: In particolare per il Mn in normativa si considera ammessa come residuo una soglia più
alta, fino al 1,60%; tuttavia ai fini didattici si può più comodamente riferirsi in questo corso ad
una soglia unica pari allo 0.5% per entrambi gli elementi residui del ciclo di fabbricazione
dell'acciaio.
Spesso in formulazione chimica vi sono anche elementi inquinanti (cioè nocivi) come fosforo
P e lo zolfo S che al contrario rimangono intrappolati e sono di difficile eliminazione, sotto
certe soglie minime. Lo zolfo causa fragilità dell’acciaio peggiorandone le caratteristiche di
deformabilità. Questo elemento è un elemento basso-fondente (fonde a temperature più
basse del Fe) e rimane imprigionato a bordo grano. Portando l'acciaio a 1200-1300° C per le
lavorazioni plastiche a caldo, i grani risulteranno tra di loro separati da un velo di metallo
fuso, a causa della presenza del S. Esso è quindi responsabile della cosiddetta "fragilità al
rosso", ovverosia del fenomeno per cui un determinato acciaio, portato ad incandescenza,
non è più deformabile e malleabile, ma si sbriciola no appena si tenti di deformarlo.
Il P peggiora in maniera molto sensibile la tenacità del materiale ( P è un elemento molto
fragilizzante ).
Caso 1: Acciai debolmente legati. Acciai debolmente legati, cioè acciai con formulazione
chimica dove tutti gli elementi di lega hanno tenori percentuali minori del 5%.
Si designano come di seguito illustrato:
nn Xx Yy n
Ad esempio:
42 Cr Mo 4
Il primo numero "nn", diviso per 100, rappresenta ancora una volta la percentuale di
carbonio presente in lega. Nell'esempio 42 Cr Mo 4, il numero davanti indica che in lega vi è
circa il 0.42% di C.
Le sigle Xx, Yy, ecc rappresentano le sigle degli elementi di lega VOLUTAMENTE aggiunti
(rivedere quanto detto sopra su residui Mn e Si e inquinanti S e P) posti in sequenza in
ordine da sinistra verso destra in base al decrescere dal massimo al minimo tenore
percentuale in lega. Nell'esempio 42 Cr Mo 4 significa quindi che il Cr ha in lega un tenore
percentuale maggiore di quello del Mo. Tra l'altro, quando il Mo è presente, esso deve
possedere almeno tenori dell'ordine del 0.4% poiché viene inserito espressamente con
tenori adeguati (>0.4%) per inibire il fenomeno della fragilità da rinvenimento.
Il numero finale "n" in coda alla sigla, diviso per un fattore determina la percentuale del
primo elemento da sinistra a destra scritto in sigla.
NOTA IMPORTANTE: questo fattore per gli acciai che si discuteranno in questo corso
di base è sempre 4.
Quindi nel nostro esempio, 42 Cr MO 4, l'ultimo numero "4" diviso per 4 fornisce la
percentuale, cioè 1%, dell'elemento inserito in lega (ed in sigla) con il tenore maggiore
rispetto agli altri; nell'esempio questo elemento è il Cr, in quanto è elemento posto più a
sinistra in sigla.
In base alla lettura della sigla 42 Cr Mo 4 è dunque possibile definire la composizione
chimica nominale di questo acciaio:
Si noti come il numero finale "n" è sempre posto intero; ciò implica che se viceversa si deve
costruire una sigla probabile a partire dalla composizione data, dopo 'opportuna
moltiplicazione per il fattore 4, il numero finale da apporre in coda alla sigla va arrotondato
sempre al numero intero più vicino. Vediamo un esempio della procedura inversa.
Sia data l'analisi chimica seguente:
%C
%Cr
%P
%Ni
%S
%Mn
%Mo
%Si
0,39
1,24
0,002
1,15
0,003
0,4
0,45
0,38
Mettiamo in ordine gli elementi presenti in lega, trascurando tutto ciò che non è
volutamente aggiunto ovverosia:
•
•
il P e S, sempre inquinanti e tenuti sotto soglia minima;
il Mn e Si perché sotto soglia del tenore residuo da ciclo di fabbricazione dell'acciaio;
Quindi organizzando la tabella di costruzione della sigla finale, notiamo anzitutto che ogni
elemento ha tenore percentuale inferiore al 5% (dunque la sigla dovrà obbedire allo schema
qui discusso, CASO 2):
Caso 3. Acciai altamente o fortemente legati.
Acciai con formulazione chimica dove vi sia almeno un elemento di lega con tenori
percentuali ≥5%.
Si designano come di seguito illustrato:
X nn Xx Yy n1.n2
Ad esempio:
X 135 Cr Mo V 7.1.1
Si evidenzia subito per questa sigla la presenza della lettera X iniziale, che la distingue dalle
due precedenti. Essa indica anzitutto che in lega vi è la presenza di almeno un elemento con
tenore percentuale superiore al 5%.
Il numero a seguire "nn" o 135 nell'esempio concreto indica la percentuale di C moltiplicato
per 100.
Successivamente si pongono in sigla li elementi di lega con ordine decrescente, dal maggiore
a minore tenore percentuale partendo da sinistra e andando verso destra.
Infine compaiono dei numeri (può anche essere un singolo numero), divisi da un punto o
uno spazio: essi indicano la percentuale effettiva (cioè il fattore di divisione qui è pari a 1)
dell'elemento primo a sinistra scritto in sigla (e tutti gli altri a seguire se vi è più di un
numero). Nell'esempio, il numero 7 indica la percentuale effettiva 7% del Cr, mentre gli altri
a seguire le percentuali degli altri elementi, 1% Mo e 1% V.
In fig.103 mostriamo un riepilogo delle designazioni possibili di un acciaio.
Fig.102 - Designazione degli acciai, diagramma di sintesi.
Classificazione degli acciai del Gruppo II
Riferiamoci ora strettamente agli acciai del secondo Gruppo II, quelli che sono sottoposti a
cicli termici opportuni per esaltare le proprie caratteristiche in base alla funzione che
dovranno svolgere.
Quello che ancora non abbiamo fatto è classificare gli acciai, cioè suddividerli in classi che
raccolgano insieme acciai che, pur se designati come solo carbonio o debolmente legati,
abbiano stessa funzionalità e siano sottoposti a stessi cicli termici per ottimizzarne le
caratteristiche meccaniche.
Di seguito si propone la classificazione degli acciai del GRUPPO II, ma in grassetto si
evidenziano solo quelli di interesse per questo corso di base (si possono quindi tralasciare i
restanti) ovverosia gli Acciai Speciali con le relative 5 sottoclassi:
1.
i.
ii.
iii.
iv.
v.
Acciai speciali da costruzione
Acciai da cementazione
Acciai da nitrurazione
Acciai per molle
Acciai da bonifica
Acciai autotempranti
2.
Acciai inossidabili
-Acciai austenitici
-Acciai ferritici
-Acciai martensitici
-Acciai bifasici
-Acciai indurenti per precipitazione
3.
Acciai per utensili
-Acciai rapidi e super-rapidi
-Acciai per lavorazioni a caldo
-Acciai per lavorazioni a freddo
4.
Acciai per impieghi particolari
-Acciai per lavorazioni alle macchine automatiche
-Acciai per impieghi magnetici
-Acciai per ricalcatura ed estrusione a freddo
-Acciai per valvole
-Acciai per cuscinetti
-Acciai per lamiere destinate ad imbutitura e lavorazione per piegamento
-Acciai per lamiere per caldaie e recipienti in pressione
-Acciai per impieghi alle basse temperature
-Acciai per bombole per gas
-Acciai per costruzioni saldate molto sollecitate
5.
Acciai per tubi
-Acciai per tubi senza saldature per alte temperature a pressioni
-Acciai per tubi senza saldature per basse temperature
6.
Acciai mar-aging
7.
Acciai al 13% di Mn (Hadfield)
8.
Acciai per magneti permanenti
-Acciai a grano orientato
-Acciai a grano non orientato
9.
Acciai per getti
Da questo momento in poi, ai fini soprattutto dell'esercizio 3 del tema d'esame, ci
concentreremo esclusivamente sugli Acciai Speciali e le sue 5 sottoclassi.
Verranno descritti prima 5 acciai speciali, classe per classe, per poi sintetizzarne al termine
le principali caratteristiche distintive che aiutano immediatamente (ed univocamente) a
includerlo all'interno di una delle 5 classi non appena sia stata identificata la sua
designazione partendo dalla composizione chimica.
Acciai da Bonifica
Gli acciai di bonifica sono gli acciai che permettono di avere un materiale con resistenza
elevata mantenendo alta la tenacità mediante l'esecuzione del ciclo termico consistente in
una tempra seguita da un rinvenimento a 600°C, detto appunto BONIFICA.
È questo il duplice trattamento termico che permette di ottimizzare le caratteristiche
meccaniche esaltando insieme le doti di resistenza e di tenacità della martensite rinvenuta a
600°C.
In questa classe anzitutto distinguiamo:
- acciai da bonifica al solo carbonio, ad es: C25, C30, C35, C40 (è il più usato), C45, C50, C60;
- acciai da bonifica debolmente legati, ad es: 25CrMo4, 42CrMo4, 40NICrMo2.
Per gli acciai da bonifica, il carico di rottura varia tra: 500-1300 MPa, dipendentemente dalla
analisi chimica. Valori più bassi ovviamente si riferiscono ad acciai bonificati al solo C, con
basso tenore di carbonio, es. C20. Sono questi acciai scarsamente temprabili, dove le
caratteristiche meccaniche conferite alla martensite rinvenuta dipendono solo da pochi
carburi di ferro distribuiti in matrice alla fine del rinvenimento.
I valori più elevati invece competono a acciai debolmente legati, con formula chimica più
"ricca" di elementi in grado di: a) aumentare la temprabilità e spingere martensite
all'interno della sezione temprata, b) formare molti carburi finemente dispersi e stabili alla
temperatura di rinvenimento (i.e. i carburi di Cr, oppure misti Cr-Mo rimangono molto fini,
non coalescono tra loro alla T rinvenimento). Poiché molto fini e dispersi, riescono molto
bene ad opporsi al moto delle dislocazioni, aumentando quindi le caratteristiche
resistenziali della martensite rinvenuta. La buona tenacità di questi acciai è data proprio
dalla microstruttura martensite rinvenuta (si veda quando già discusso nella sezione
Rinvenimento degli Acciai).
Negli acciai debolmente legati il cromo dunque compare sempre grazie alle sue proprietà di
spostamento delle curve CCT verso destra (i.e. aumento della temprabilità) e poiché
elemento formatore di carburi in fase di rinvenimento. Esso compare solo oppure insieme
ad altri elementi di lega (es: acciai da bonifica al Cr – Mn, Cr- Mo, Cr – V, Cr – Ni – Mo).
Tra gli altri elementi pregiati presenti nei debolmente legati vi è il Nichel; è un elemento che
come il Cr aumenta la temprabilità ma soprattutto per tutti gli acciai svolge un ruolo
TENACIZZANTE.
Osservazione. Aggiunte di Ni infatti aumentano di molto la tenacità del reticolo del Fe. Il Ni è
un elemento sostituzionale del Fe: possiede un raggio atomico comparabile a quello del Fe, ma
leggermente inferiore. Piccole percentuali in lega permettono di:
a) ripristinare piani cristallini diminuendone la loro perturbazione per presenza di vacanze
reticolari offerte dallo scalzamento di atomi di C; Il Ni tende in soluzione ad occupare le
posizioni vacanti, diminuendo localmente i difetti reticolari responsabili di inibizioni al moto
delle dislocazioni;
b) in sostituzione del Fe nel reticolo tetragonale martensitico, avendo minore raggio atomico,
determina una minore dilatazione finale del reticolo martensitico prodotto a seguito della
tempra. Minore dilatazione equivale a minore distorsione del reticolo tetragonale, e dunque
permette di avere riserve di tenacità generalmente assenti nel reticolo martensitico distorto
con carbonio presente nelle posizioni di spigolo.
Il Mo aumenta la temprabilità e forma carburi, ma viene particolarmente aggiunto allo
scopo di rendere acciai al Cr e Cr-Mn insensibili alla fragilità di rinvenimento.
Ciclo tecnologico degli acciai da bonifica
Per ogni classe di acciai speciali definiremo il suo ciclo tecnologico, intendendo con questo
la successione dei passaggi che sono necessari e consigliati per arrivare a produrre un pezzo
finito con l'acciaio in questione, partendo da semilavorati acquistati su mercato.
Il primo che vediamo è il ciclo tecnologico dell'acciaio da bonifica, che viene non a caso
definito come il ciclo standard: tutti gli altri 4 cicli tecnologici infatti vedremo che sono no
altro che una variazione in alcuni passaggi di questo ciclo di lavoro.
Vediamo come si presenta per "blocchi" di operazioni il ciclo tecnologico di un acciaio da
bonifica.
La fase di rigenerazione a monte serve allo scopo di ridurre quanto possibile la durezza del
pezzo, di modo da eseguire rapidamente e a basso costo le operazioni successive di
lavorazioni alle macchini utensili (di sgrossatura). La rigenerazione che si esegue è un
duplice trattamento preliminare: una normalizzazione per rendere la struttura P+F seguita
da una ricottura di lavorabilità che abbatta ancora qualche punto di durezza dovuta a
tensionamenti prodotti in fase di raffreddamento in aria. Pur ottenendo miglio obiettivo di
bassa durezza con una Ricottura Completa, questo trattamento non viene usualmente
eseguito per via dei più alti costi rispetto alla normalizzazione (la ricottura completa prevede
infatti un impegno di u forno ad alta temperatura per molto tempo).
Al termine della lavorazione alle machine utensili di sgrossatura (LMUsg.), sul pezzo viene
lasciato del sovrametallo, prima di eseguire la bonifica. Il sovrametallo serve infatti per
rimediare a possibili distorsioni prodotte in fase di tempra: nella successiva fase di
lavorazione alla macchine utensili di finitura infatti il sovrametallo viene asportato,
riportando in tolleranze dimensionali finali il pezzo.
Acciai Autotempranti
L'obiettivo degli acciai autotempranti è completare la trasformazione in martensite fino
all'interno del pezzo, anche per pezzi di notevoli dimensioni. La normativa ne codifica
soltanto uno, ovverosia il 34 Ni Cr Mo 16.
La elevata penetrazione di tempra, cioè la elevata temprabilità di questi acciai è ottenuta
grazie ad una adeguata formulazione chimica che rispetta una regola pratica: il tenore
sommato del carbonio, più il nichel, più quello del cromo deve essere compreso in un range
tra 5 e 7 (i.e. 5 ≤ C+Ni+Cr ≤ 7).
Come lo stesso nome rivela, sono acciai talmente temprabili che un raffreddamento blando
in aria ne provoca la tempra. La soglia minima che deve esser rispettata, cioè C+Ni+Cr ≥ 5,
infatti garantisce che le curve CCT di questo acciaio siano spostate sufficientemente a destra
sicchè un raffreddamento lento in aria, come ad esempio quello realizzato sulla sezione più
lontana del provino Jominy, produca solo martensite. Si veda nello schema di fig.103.
Fig.102 - Curve Jominy e curva di temprabilità risultante per un acciaio autotemprante.
Ma dallo schema di fig.102 si può agevolmente dedure anche il motivo del perché venga
imposta una sogli limite superiore, in merito all'analisi chimica di questi acciai. Se infatti si
eccedesse oltre il limite pratico del 7% per quanto riguarda la somma dei tenori percentuali
dei tre elementi di lega che comandano lo spostamento verso destra delle curve CCT, anche
con una ricottura completa (raffreddamento lento in forno) si avrebbe la formazione di
martensite. Questo comporterebbe una quasi totale impossibilità di lavorare (a costi
contenuti) questo materiale alle macchie utensili mediante la lavorazione per asportazione
di truciolo di sgrossatura. Infatti, considerando quanto visto nel ciclo tecnologico degli acciai
da bonifica, la prima operazione da condursi è quella che ha l'obiettivo di diminuire la
durezza della massa metallica da lavorare, mediante la formazione di F+P. Per un acciaio
autotemprante, ciò è possibile solo mediante ricottura in forno (completa), a atto
ovviamente di non aver spostato troppo le curve verso destra.
In fig.103 è mostrato il confronto di curve di temprabilità Jominy tra un acciaio
autotemprante ed un ottimo acciaio da bonifica.
Fig.103 - Curve Jominy per un acciaio autotemprante in confronto a quella di un acciaio
legato da bonifica ad elevata temprabilità.
Questo acciaio inoltre possiede una altra caratteristica propria del ciclo termico che lo
contraddistingue da un acciaio da bonifica. Esso viene rinvenuto dopo la tempra in aria a
200°C, invece che i tradizionali 600°C. Esistono due motivi per questa scelta di rivenirlo a
bassa temperatura:
- poiché la tempra di questo acciaio è eseguita in aria, il reticolo martensitico che si
forma è poco tensionato, dal momento che (si veda ancora lo schema di Fig.102) ogni
sezione interna (o lontana dalla base della provetta Jominy, se si ragiona in schema d
prova di temprabilità) inizia la trasformazione (A)--> M in maniera omogenea; in altre
parole, il problema delle dilatazioni difformi che abbiamo studiato nella sezione
relativa alla tempra (generica) di acciai, in tal caso è superato proprio per
l'omogeneità di trasformazioni (A)--M che determinano una elevata omogeneità di
dilatazioni reticolari nella trasformazione del reticolo FCC austenitico i reticolo
tetragonale martensitico;
- negli acciai autotempranti è presente circa il 4% di Nichel; si è già detto riguardo agli
acciai da bonifica che questo elemento negli acciai forma una soluzione solida
sostituzionale nel ferro, ma causa minori distorsioni reticolare (si veda quanto
discusso negli acciai da bonifica a tal riguardo).
Il risultato pratico di un basso rinvenimento per questo acciaio è mostrato nello schema di
fig.104. Nonostante la bassa temperatura di rinvenimento, questi acciai presentano quindi
una buona tenacità, equiparabile a quella ottenibile per un ottimo acciaio da bonifica.
Inoltre questa ridotta temperatura di rinvenimento consente anche di mantenere più alta la
resistenza meccanica. Per questo acciaio si raggiungono in tutta la sezione agevolmente
carichi di rottura di molto superiori a quelli degli acciai da bonifica (Rm = 1600-2400 MPa)
con opportune piccole variazioni della temperatura di rinvenimento, che può cioè essere
anche ridotta intorno ai 160°C per ottenere maggiori caratteristiche meccaniche quando si
voglia esaltare più la resistenza meccanica rispetto le elevate dot di tenacità di questo
acciaio.
Fig.104 - Curve di rinvenimento di un acciaio autotemprante a confronto con quelle di un
ottimo acciaio da bonifica.
Il ciclo tecnologico degli acciai autotempranti di seguito rappresentato sintetizza bene tutte
le varianti rispetto alle operazioni normalmente condotte su un acciaio da bonifica partendo
infatti dalla ricottura completa che sostituisce la rigenerazione (per i motivi sopra spiegati)
fino al rinvenimento condotto a più bassa temperatura.
Acciai da Cementazione
Sono accia destinati a subire il trattamento termochimico di cementazione, che a breve
verrà descritto, la cui funzione finale è quella di arricchire lo strato superficiale dell'acciaio
con tenori locali di carbonio fino a valori eutettoidici, all'incirca 0,8%. L'obiettivo da un
punto di vista ingegneristico infatti è quello di ottenere un pezzo con una sorta di doppio
comportamento: si vuole ottenere elevata durezza in superficie ma conservare alta tenacità
negli strati sottostanti (a cuore). Il tipico esempio è rappresentato dall'industria degli
ingranaggi, per i quali si richiede elevata durezza superficiale, ma alta tenacità a cuore.
Al fine di comprendere meglio le peculiarità di formulazione chimica di questi acciai e le fasi
del ciclo termico che vengono condotte, conviene dapprima descrivere i estrema sintesi
come avviene un trattamento termochimico (=termico + modifica della composizione
chimica) di un acciaio da cementazione.
Va detto anzitutto che la principale caratteristica distintiva da tutti gi altri acciai speciali è
quella del basso tenore di carbonio: tutti gli acciai da cmentazione, in accordo anche con la
normativa di riferimento, hanno tenore d carbonio inferiore allo 0.2%.
Vediamo perché proprio considerando il trattamento di cementazione.
Principi di base del trattamento termochimico di cementazione degli acciai
L’operazione di cementazione può essere effettuata con tre metodi differenti, ciascuno dei
quali è caratterizzato dall’uso di un diverso mezzo cementante (il mezzo cementante è detto
cemento). Distinguiamo quindi:
1) cementazione con mezzo cementante in fase solida;
2) cementazione con mezzo cementante in fase liquida;
3) cementazione con mezzo cementante in fase gassosa.
In questo corso solo del trattamento in forma gassosa, maggiormente impiegato in
industria.
Qualsiasi sia il mezzo cementante (= che arricchisce l'epidermide dell'acciaio di C)bisogna
porsi nelle condizioni in cui l’acciaio può assorbire più facilmente il carbonio, ovverosia:
• È più rapido l'assorbimento di carbonio in reticoli a basso carbonio, in obbedienza al
principio della diffusione: se il contenuto inziale di carbonio è basso, a parità di
temperatura, cioè il fattore principale che governa la diffusione poiché governa la
dilatazione reticolare (cioè "apre" la strada al movimento dei piccoli atomi di C), le
cinetiche di assorbimento saranno più rapide. Il trattamento verrà dunque condotto
con tempi minori, e costi minori. Si consideri che nella pratica industriale, a seconda di
quanto in profondità si voglia spingere l'aumento di C, i tempi possono variare di
diverse ore, dalle 8h fino anche arrivare a giornate intere che i pezzi trascorrono nei
forni da cementazione ad alta T (vedi di seguito);
• Il carbonio si diffonde più facilmente a temperature elevate, come ovvio che sia per
via della maggiore dilatazione reticolare ale alte temperature che permette di
aumentare le "strade" per il transito dall'esterno (atmosfera cementane) all'interno
del materiale. Inoltre l'acciaio assorbe più facilmente carbonio se il suo reticolo, oltre
ad essere dilatato per via della temperatura, assume forma allotropica FCC: la
struttura degli interstizi in tal caso è molto favorevole per la diffusione del C. Dunque
occorre certamente condurre la cementazione in campo γ, superando dunque A3. Ma
proprio per favorirne la massima dilatazione possibile, ci si spinge fino a circa 900920°C. Non conviene in termini metallurgici superare tale soglia perché altrimenti si
incorre nel fenomeno dell'ingrossamento del grano austenitico, che comporterà in
fase di tempra una netta e pericolosa riduzione di tenacità, con il rischio di possibili
distaccamenti e rotture dello strato cementato (=arricchito di C).
Dunque, chiarita quale debba essere la temperatura ottimale di un trattamento di
cementazione, vediamo come il ciclo prosegue. CI si riferisca allo schema del ciclo riportato
in Fig.105.
Fig.105 -Schema di un ciclo completo di cementazione, doppia tempra e distensione.
Commentiamo brevemente i passaggi importanti rappresentati nello schema di fig.105:
Fase Cementazione: L’arricchimento di carbonio viene realizzato utilizzando direttamente
una atmosfera carburante, tale cioè da garantire la presenza della quantità necessaria di
monossido (CO) di carbonio che a contatto con il metallo (Fe) produce sull'epidermide una
reazione catalitica con dissociazione di 2CO-->C+O2, e dunque fornendo il C a contatto con
la superficie dell'acciaio che verrà adsorbito all'interno dal reticolo FCC del ferro γ.
Fase pre-tempra: La temperatura in forno viene abbassata a valori dell'ordine dei 860°C (la
temperatura effettiva dipende dalla analisi chimica dell'acciaio, dovendo essere questa
posizionata al di sopra del punto A3 per il cuore del pezzo). In questa fase l'arricchimento di
C viene interrotto. In realtà, ciò che avviene nella pratica è che il carbonio disponibile in
atmosfera (detto Potenziale di Carbonio) viene mantenuto a livelli molto bassi, ma non
viene completamente azzerata la quantità presente in atmosfera cementante, per non
determinare inversioni di flusso che potrebbero in questa fase invece causare
"desorbimento" del carbonio dalla superficie. Questo dettaglio non è segnato nello schema
per non introdurre troppi dettagli del ciclo (fuori dallo scopo di questo corso). Ciò che invece
importa rilevare è che alla fine di questa fase, la temperatura della superficie cementata
(=arricchita di C) e del cuore si sarà uniformata ad una temperatura tale per cui: 1) la
superficie sarà ancora austenitica ma pronta per una corretta tempra; 2) il cuore avrà
parzialmente trasformato la sua austenite con poche percentuali di ferrite; la quantità di
Ferrite è tuttavia controllabile in base alla durata del mantenimento isotermo (ci si riferisce
quindi a curve TTT proprie per l'acciaio che si sta cementando) e generalmente non crea
problemi al cuore se non una riduzione delle caratteristiche meccaniche a cuore rispetto
quelle potenzialmente ottenibili in assenza di ferrite. In genere, si accetta la presenza di
parte di ferrite a cure del pezzo come una buona soluzione di compromesso per non
rischiare di temprare strati cementati da temperature troppo elevate.
Fase di tempra: L'austenite si trasforma in martensite; particolarmente, l'austenite ricca di C
in superficie si trasforma in martensite ad alto tenore di C e dunque ad elevata durezza,
scopo principale del trattamento di cementazione. L'austenite povera di C a cuore, mista
anche a della ferrite (vedi a tal riguardo quanto discusso nella Fase di Pre-Tempra), si
trasforma in martensite a basso contenuto di C, quindi molto tenace (i.e. il reticolo
martensitico è poco distorto ed assomiglia più ad un CCC che a un reticolo tetragonale).
Fase di rinvenimento a bassa temperatura o distensione. Il pezzo viene spostato in un
forno a bassa temperatura, dove subisce il trattamento distensivo per ridurre le elevate
tensioni che si sono sviluppate durante la fase di tempra sulla superficie cementata. Se non
vengono ridotte, queste tensioni possono generare rotture fragili all'interno dello strato
cementato con distaccamenti dello strato esterno del materiale.
Il risultato finale del ciclo appena descritto è dunque un pezzo che ha:
• un cuore tenace caratterizzato da martensite a basso C o da strutture miste
bainitiche-ferritiche (a seconda delle CCT dell'acciaio del cuore e delle curve di
raffreddamento sviluppate in fase di tempra);
• una superficie molto dura dell'ordine dei 700-900HV (dipendentemente dal contenuto
di carbonio adsorbito) che progressivamente diminuisce man mano che ci si spinge
all'interno del pezzo. Infatti e cinetiche di adsorbimento sono molto lente all'interno
del materiale, e dopo un certo numero di ore diventerebbe non più conveniente
protrarre il trattamento. In generale si sviluppano sui pezzi meccanici spessori di
cementazione dell'ordine di pochi millimetri, fino a spessori limite di 4-5mm.
Solitamente i valori di spessore di cementazione impiegati in industria meccanica si
assestano intorno ai 1.5-2mm.
Verifica dello spessore di cementazione
Per validare la bontà del trattamento di cementazione si effettua una prova di microdurezza
HV lungo la sezione di un provino costituito dallo stesso materiale del pezzo cementato e
che preventivamente è stato inserito in forno di cementazione di modo che subisse lo stesso
ciclo di cementazione del pezzo.
Ciò che l'operatore svolge dunque è il controllo del cosiddetto profilo di microdurezza
interna al provino di controllo: occorre cioè verificare quanto la finale durezza si spinge
all'interno del materiale cementato. Al fine di avere un parametro comodo e standardizzato
per verificare lo spessore di cementazione, si fa riferimento al cosiddetto Spessore Efficace
di cementazione, come mostrato nello schema di Fig.106. Essa equivale alla distanza dalla
superficie in corrispondenza della quale risulta una durezza superiore ai HV 550. Si definisce
invece spessore totale la distanza dalla superficie alla quale la durezza raggiunge il valore del
cuore, cioè quella che avevo prima della cementazione.
Fig.106 - schema di riferimento per la determinazione dello spessore efficace di uno strato
cementato, in fase di controllo.
Caratteristiche metallurgiche degli acciai da cementazione
Noti i principi metallurgici di base della cementazione degli acciai appena descritti, è ora
facile definire le caratteristiche metallurgiche di base degli acciai particolarmente adatti a
questo trattamento, ovverosia degli Acciai da Cementazione.
Sono anzitutto acciai con ridotto contenuto di carbonio; in normativa ci si riferisce ad acciai
con C<0.2%.
Possono essere acciai al solo carbonio o debolmente legati.
Tra quelli al solo carbonio, economici ma scarsamente temprabili, citiamo il C10, C15.
Proprio per la sua scarsa temprabilità (a cuore difficilmente si ottiene strutture temprate) di
norma l’acciaio al solo carbonio viene utilizzato per pezzi piccoli o poco sollecitati.
Per gli acciai debolmente legati, gli elementi di lega solitamente impiegati sono il Cr, Mo, Ni,
Mn posti in ordine decrescente in base all'effetto dell'aumento della temprabilità
dell'acciaio. Pertanto sono frequenti acciai da cementazione al Ni – Cr,
al Cr – Ni (quando il Cr è superiore al Ni), al Cr – Mn, al Cr- Mo e al Ni – Cr – Mo.
Il Mo è inserito in lega per il noto problema della fragilità da rinvenimento, mentre il Ni,
oltre che per la temprabilità, viene soprattutto inserito per aumentare la tenacità dello
strato cementato.
In funzione unque della caratteristiche di temprabilità e tenacità che si vogliono conseguire,
gli acciai debolmente legati vengono scelti per realizzare pezzi di dimensioni più grandi e/o
soggetti a carichi più elevati (bisogna cioè spingere martensite quanto più possibile in
profondità).
Tra i più noti acciai debolmente legati ricordiamo l'ottimo 18NiCrMo5 ed il più economico
ma meno tenace 20MnCr5. Per quest'ultimo, data l'assenza di Mo, bisogna particolarmente
fare attenzione agli step di raffreddamento per evitare che nelle fasi centrali di tempra si
transiti troppo lentamente dalla zona critica 500-525°C, zona della fragilità da rinvenimento.
Ciclo tecnologico degli acciai da cementazione
Di seguito si mostra la sintesi dei passaggi operativi che descrivono il ciclo tecnologico per
un pezzo cementato.
Acciai da Nitrurazione
Lo scopo del trattamento termochimico di nitrurazione è il medesimo di quello della
cementazione, ovverosia ottenere un pezzo meccanico con elevata durezza superficiale ma
alta tenacità a cuore.
Ciò che invece cambia sono le modalità, cioè i fenomeni metallurgici con i quali questo
obiettivo viene raggiunto.
Riprendendo l'impostazione impiegata per discutere le peculiarità che caratterizzano gli
acciai da cementazione distinguendoli dagli altri acciai speciali, faremo prima riferimento al
trattamento termochimico di nitrurazione, descrivendone brevemente i concetti di base e
gli step fondamentali, per poi sintetizzare il tutto nella usuale formulazione chimica che
contraddistingue gli acciai da nitrurazione rispetto a tutti gli altri.
Principi di base del trattamento termochimico di nitrurazione degli acciai
La durezza superficiale è qui provocata da un arricchimento in Azoto, N. La fase di
adsorbimento di N viene condotta in forni di nitrurazione dove cioè viene sviluppata una
atmosfera nitrurante, ovverosia in grado di sviluppare a contatto con l'epidermide
dell'acciaio la dissociazione di azoto in forma atomica.
In questo corso di base si fa riferimento al processo in fase gassosa: l'atmosfera nitrurante
all'interno del forno è basata su ammoniaca NH3 che, a contatto con il Fe della superficie
del pezzo, si dissocia fornendo N2 per il successivo adsorbimento all'interno del metallo. Va
subito specificato che la temperatura del processo termochimico di adsorbimento di Azoto
nel reticolo del Fe in tal caso è molto più bassa della cementazione. Le temperature di
processo sono infatti dell'ordine dei 500-550°C. Ciò inevitabilmente comporta tempi molto
lunghi per permettere all'Azoto, elemento interstiziale e a raggio atomico molto piccolo,
come il C, di penetrare e diffondersi a cosi bassa temperatura all'interno del reticolo del Fe
di tipo CCC e non più FCC, come invece accade per la cementazione.
In termini pratici, per ottenere penetrazioni (spessori efficaci) dell'ordine di pochi decimi di
millimetro, si opera con tempi di trattamento molto lunghi: ad esempio, sono soliti
trattamenti dell'ordine delle 60h per ottenere spessori efficaci dell'ordine del 0,4mm.
Questo comporta anche un limite rispetto alla cementazione: non sono industrialmente
praticabili trattamenti di nitrurazione che realizzino spessori efficaci superiori a un paio di
mm (ci vorrebbero troppe ore di trattamento e diventerebbe dunque un trattamento
migliorativo antieconomico).
Anche la nitrurazione, come la cementazione, è dunque un processo di diffusione. Questa
volta, però, l’indurimento superficiale è dovuto alla formazione di nitruri, piccole particelle
submicroscopiche in grado di intercettare e bloccare le dislocazioni, almeno fin dove
l'adsorbimento di N si riesce a spingere. I nitruri che si formano sono di varia composizione
chimica, e questo ovviamente dipende dagli elementi presenti nella formulazione chimica
dell'acciaio. Anche il solo carbonio in grado di formare nitruri di ferro, del tipo Fe3N e Fe4N.
Ma i migliori risultati in termini di indurimento superficiale, si ottengono con la presenza in
lega di elementi molto affini al N più del Fe, ovverosia (i ordine di affinità): Al, V, Ti, Cr.
particolarmente l'alluminio, in genere elemento non di interesse come alligante degli acciai
(non ha alcun effetto sostanziale all'interno degli acciai) permette la formazione di nitruri
molto stabili e molto fini che sono in grado di innalzare la durezza nello strato indurito fino
anche a 1200 HV.
In ogni caso, uno strato nitrurato anche in assenza di alluminio raggiunge livelli di durezza
che sono in genere superiori a quelli della cementazione (si parte infatti da valori minimi
dell'ordine dei 800 HV).
Si è detto che la temperatura del trattamento non supera i 500-550°C: questo anzitutto
implica nella formulazione degli acciai da nitrurazione la presenza costante del Mo. Si noti
infatti che la nitrurazione viene condotta proprio all'interno del range che diventa
pericoloso per la fragilità da rinvenimento di acciai al Cr e Cr-Mn.
Ma perché non viene condotta a temperature più alte di questo range, di modo che si posso
velocizzarne la cinetica di assorbimento di N e quindi ridurre il costo?
Il problema del limite massimo di temperatura è comprensibile guardando il diagramma FeN riportato in fig.107.
Fig. 107 - Diagramma ferro-azoto.
Dal digramma in figura anzitutto si deduce che sarebbe possibile ovviamente introdurre
nell’acciaio molto più N se si conducesse il trattamento al di sopra dei 600°C, di modo cioè
da entrare in fase γ. Ma proprio l'ingresso in fase γ è l'origine del problema che impone di
limitarsi al di sotto della temperatura eutettoidica rappresentata nel diagramma di fig.107.
Se si supera in trattamento la temperatura di trasformazione eutettoidica (i.e. 590°C), in
fase successiva di raffreddando si formerebbe nella zona di adsorbimento di N un
costituente lamellare eutettoide simile alla Perlite, detto Braunite. Questo costituente è
però estremamente fragile a tal punto da scagliarsi non appena formatosi. Per evitare la
comparsa di Braunite è necessario dunque rimanere al di sotto dei 590° C. In genere la
temperatura migliore per trattamenti industriali è di 520° C.
Infine particolare attenzione va posta alla presenza di Ni. In genere è bene evitare il Ni
all'interno della formulazione chimica di acciai da nitrurazione perché, essendo questo un
elemento fortemente austenitizzante, tende ad allargare il campo γ di figura 107,
abbassando troppo l’orizzontale eutettoidica. Questo imporrebbe di condurre il trattamento
di nitrurazione a temperature ulteriormente più basse, anche al di sotto dei 500°C,
rendendo il trattamento troppo lungo e antieconomico.
Osservazione. La Braunite in confronto alla Perlite è fragilissima perché sebbene essi siano due
costituenti strutturali morfologicamente simili, la Perlite risulta costituita soltanto per il 12%
dal costituente duro Fe3C, mentre la Braunite è formata per circa il 33% dal costituente fragile
γ’ .
D'altra parte, l'estremo vantaggio di condurre questo trattamento a bassa temperatura, cioè
a temperature inferiori anche ad una normale bonifica (=tempra + rinvenimento 600°C)
permette di non degradare le caratteristiche di resistenza meccanica conferite al materiale
dalla bonifica precedente. Si opera infatti a temperature inferiori a quelle del rinvenimento.
Questo aspetto viene considerato nella scelta della formulazione chimica degli acciai da
nitrurazione, come a breve vedremo, insieme ad un altro importantissimo: un ulteriore
vantaggio del trattamento di nitrurazione a bassa temperatura consiste nel fatto che esso
non altera la microstruttura esistente; in altre parole, è un trattamento termochimico al di
sotto di tutti i punti critici dell'acciaio che non cambia più la sua microstruttura e ciò che più
importa la sua stabilità dimensionale. Va segnalato per la precisione che un trattamento di
nitrurazione effettivamente apporta limitatamente allo strato nitrurato un leggero
rigonfiamento (la formazione di nitruri infatti avviene con adsorbimento di nuova massa
atomica di N), ma esso è non solo limitato, ma anche omogeneo. Poiché il trattamentista è
in grado di valutare la variazione omogenea di geometria (i.e. rigonfiamento del pezzo) con
prove preliminari in fase di ottimizzazione parametri di processo e prima campionatura, già
in fase di lavorazione macchine utensili si potrà prevedere una finitura che elimini anche
quella parte di volume di materiale che verrà successivamente ripristinato dall'aumento
volumetrico dello strato nitrurato. L’operazione di nitrurazione si esegue infatti sul pezzo
finito.
Caratteristiche metallurgiche degli acciai da nitrurazione
Gli acciai da nitrurazione sono quindi un tipo particolare di acciai da bonifica, dove vi è
assenza di Ni per i problemi discussi in merito al diagramma Fe-N, con la presenza stabile del
Mo (per ovviare ai problemi di fragilità da rinvenimento nei quali sin incorrerebbe) e che
vedono talvolta la presenza di Al, elemento mai presente negli acciai da bonifica perché
inefficace, quando si vogliano ottenere durezze molto elevate. Grazie alla elevata affinità del
Cr con l'Azoto ed il suo effetto anche benefico per la temprabilità dell'acciaio, gli acciai da
nitrurazione sono sempre alligati con Cr.
Dunque sono sempre acciai legati, perché il Cr e il Mo sono i due elementi indispensabili per
poter ottenere un buon risultato dello strato indurito e la sua integrità.
Tra gli accia da nitrurazione normati più comuni sono: 31 CrMo 12, 31 CrMoV 10 e il
41CrAlMo7.
Ciclo tecnologico degli acciai da nitrurazione
Di seguito si mostra la sintesi dei passaggi operativi che descrivono il ciclo tecnologico per
un pezzo nitrurato. Si notino le forti similitudini con il ciclo tecnologico di un acciaio da
bonifica, dovuto al fatto che tali acciai si possono intendere come degli acciai da bonifica
modificati ad hoc per ottenere migliori risultati in fase di trattamento di nitrurazione.
Acciai per Molle
La principale caratteristica di questi acciai è l’elevato carico unitario a snervamento, Rsn, che
permette di ottimizzarne l'impiego. Come noto infatti una molla deve lavorare in campo
elastico e pertanto innalzare il limite di elasticità permette di diminuire la sezione di
progetto della molla.
Un indice dell’estensione del campo elastico è rappresentato dal rapporto Rsn/Rm. Per una
temperatura di rinvenimento pari a 450° C, tipica temperatura di rinvenimento di questi
acciai, questo rapporto raggiunge il suo valore massimo pari a 0,88 (per gli acciai da
costruzione di uso generale risulta Rsn/Rm = 0,6, mentre per gli acciai da bonifica Rs/R =
0,7).
L'innalzamento del limite di snervamento viene perseguito negli acciai principalmente in
due modi, ovverosia:
• aumentando la % di C; per questi acciai infatti si impiegano tenori di C dal 0.55 al 1%.
Ovviamente più carbonio si introduce, maggiori saranno le caratteristiche resistenziali,
minore la tenacità;
• aggiungendo del Silicio, cioè superando quelle normali concentrazioni che derivano
dal ciclo di fabbricazione di un acciaio. Mentre però le aggiunte di carbonio tendono a
diminuire la tenacità, aggiunte di elevate quantità di Si ottengono un incremento del
limite di snervamento senza provocare effetti dannosi sulla tenacità del reticolo.
Questo deriva dal fatto che il Si non è un elemento interstiziale per il Fe, pertanto va
in soluzione reticolare e distorce localmente il reticolo del Fe α in modo meno
violento. Tuttavia di Si non si aggiungono quantità superiori al 2.5% perché
diventerebbe inefficace oltre queste soglie (non rimane in soluzione e forma
precipitati, tipo inclusioni).
I due elementi che agiscono sulla estensione del campo elastico possono anche essere
introdotti insieme in formulazione chimica.
L'aggiunta di elementi di lega invece agisce sull'incremento ulteriore di temprabilità per
questi acciai che, come prevedibile parlando di temprabilità, vengono posti in esercizio allo
stato temprato e rinvenuto. Come anticipato il rinvenimento è condotto a più bassa
temperatura, 450°, rispetto gli acciai da bonifica per esaltare maggiormente le
caratteristiche meccaniche di resistenza rispetto quelle di tenacità).
Caratteristiche metallurgiche degli acciai da nitrurazione
Si distinguono acciai per molle:
- al solo carbonio
- debolmente legati al silicio o al silicio + altri elementi (Cr, Ni, V)
- debolmente legati al cromo o al Cr-Mo-V.
Mentre negli acciai da bonifica il tenore di C è compreso in u intervallo 0,20-0,60%, negli
acciai per molle al solo carbonio il Carbonio assume tenori nell'intervallo 0.55 -1%.
Spesso vi è la presenza di Si, superiore al 1.5%.
Esempi di acciai per molle al solo carbonio: C 85, C 100. Nei debolmente legati il carbonio
scende a valori intorno 0,55- 0,65 %.
Esempi di acciai per molle debolmente legati: 48Si7, 55Si7, 52 SiCrNi5.
La qualità degli accia per molle varia nell’ordine in cui sono stati elencati nella pagina
precedente: gli acciai al solo carbonio sono quelli comunemente usati, si utilizzano invece
acciai al Cr o al Cr-Mo-V quando sono richieste elevate prestazioni.
Ciclo tecnologico degli acciai per Molle
Al termine del ciclo di lavorazione le molle sono spesso sottoposte a pallinatura, cioè a
bombardamento della superficie con graniglia metallica per incrudire la superficie ed
attenuare la rugosità superficiale. Con questa operazione si eliminano dalla superficie difetti
che possono, data la bassa tenacità, far decadere le proprietà meccaniche del materiale, con
particolare riferimento al limite di fatica del materiale che verrà successivamente discusso in
altri corsi e accennato nella sezione finale di Ulteriori Prove Meccaniche dove si
introdurranno i principi della fatica nei materiali metallici.
Tabella di sintesi e di guida per l'identificazione degli
Acciai Speciali
In sintesi, gli acciai speciali da costruzioni sono essenzialmente di 5 tipi:
Acciai da bonifica
Acciai per molle
Acciai autotempranti
Acciai cementazione
Acciai da nitrurazione.
Si tratta di materiali che devono garantire elevate prestazioni e pertanto sono tutti acciai
destinati a subire trattamenti termici per ottimizzarne le proprietà e adeguarle allo scopo
(non vengono mai posti in opera grezzi).
Le cinque famiglie di acciai sopra elencate hanno in comune una sequenza di operazioni
(ciclo di lavorazione o Ciclo Tecnologico):
La tabella che segue è un utile ausilio riepilogativo che permette anche di operare, per
esclusione, l'individuazione di una classe di un acciaio, nota la sua designazione o
formulazione chimica.
Tabella di Scelta degli Acciai Speciali
Vediamo due esempi a chiarimento.
Esempio 1
Sia nota la composizione chimica di dettaglio di un acciaio. L'obiettivo è quello di risalire
prima alla sua Designazione (sigla probabile) e successivamente Classificarlo, cioè includerlo
in una delle 5 classi di acciai speciali viste.
Per prima cosa si provvede a semplificare la tabella considerando i reali elementi di lega, se
ve ne siano. Ricordiamo quindi che:
il P e S sono sempre elementi inquinanti, e dunque non sono volutamente aggiunti
•
quando tenuti sotto soglie minime (come compaiono in tabella).
• Il Si e Mn sono elementi residui del ciclo di fabbricazione, almeno sotto soglie usuali
intorno ai 0.5%, per semplicità di trattazione; effettivamente possono anche assumere
valori superiori ma certamente il Si on deve superare la soglia del 1,5%. In tal caso si
ricadrebbe nella classe di acciai per molle.
A questo punto si procede con la scrittura della sigla, operando come segue:
Infine si compara la composizione chimica effettiva impiegata per la scrittura della sigla
probabile per identificare mediante l'impiego della Tabella di Scelta a quale classe
univocamente questo acciaio appartenga.
In genere conviene partire dall'esame del contenuto di C. Infatti, poiché in tal caso il C è
inferire a 0,2%, tutte le classi di acciaio speciale tranne una risultano escludi. L'acciaio
designato è dunque un acciaio da cementazione.
Esempio 2
Sia nota la composizione chimica di dettaglio di un acciaio come segue.
Provvediamo a semplificare la tabella considerando i reali elementi di lega:
Procediamo con la scrittura della sigla probabile (designazione probabile):
Compariamo la composizione chimica effettiva impiegata per la scrittura della sigla
probabile.
Mediante l'impiego della Tabella di Scelta, verifichiamo dapprima il contenuto di C: notiamo
che è alto, superiore allo 0,5%, ed è anche accompagnato da Si in elevate quantità. Sono
questi due i caratteri distintivi di un Acciaio per Molle.