Alluminio - Leghe

L’Alluminio è uno degli elementi più diffusi sulla terra, secondo solo ad ossigeno e silicio. In natura si trova sempre combinato con altri elementi; è presente in numerosi minerali. Dal punto di vista industriale questo metallo leggero (la sua densità è di 2.71 g/cm³) viene prodotto a partire dalla bauxite, roccia rosso bruno o giallo, diffusa soprattutto negli USA, in Russia, Guyana, Ungheria, nei territori dell’ex Jugoslavia. Le proprietà salienti dell’Alluminio sono:
- Basso peso specifico, pari a circa un terzo di quello dell’acciaio o delle leghe di Rame
- Elevata resistenza alla corrosione
- Alta conducibilità termica ed elettrica
- Atossicità
- Elevata plasticità
- Eccellente duttilità e malleabilità
- Basso potere radiante
- Ottima saldabilità (a gas, ad arco elettrico, per resistenza)
Pochi elementi in natura si prestano a costituire un numero così elevato di leghe come l'Alluminio.

Per migliorare le caratteristiche meccaniche si aggiungono all’Alluminio determinati quantitativi di elementi alliganti. Quando si combina con altri elementi, le caratteristiche di questo metallo, che allo stato puro è tenero e duttile, cambiano radicalmente. Basta un solo esempio: l'ossido di Alluminio (Al2O3) o corindone (i cristalli trasparenti della migliore qualità sono più conosciuti come zaffiri e rubini), è la sostanza naturale più dura dopo il diamante, con durezza relativa 9 nella scala Mohs. Per quanto riguarda le leghe metalliche formate dall’Alluminio, le peculiarità in comune per tutte sono:
- Bassa temperatura di fusione compresa tra i 510 ed i 650°C
- Basso peso specifico, compreso tra 2,66 e 2,85 gr/cm3
- Elevatissima conducibilità elettrica e termica
- Contenuto di Alluminio maggiore del 95%
Gran parte degli elementi metallici sono solubili nell’alluminio, tuttavia Rame (Cu), Silicio (Si), Magnesio (Mg), Zinco (Zn), Manganese (Mn) sono i leganti utilizzati per l’alluminio a costituire le leghe madri; accanto ad essi si possono impiegare elementi che migliorano alcuni aspetti prestazionali delle leghe, conosciuti come correttivi. Si trovano aggiunte, per scopi particolari, piccole percentuali di nichel, titanio, zirconio, cromo, bismuto, piombo, cadmio scandio ed anche stagno e ferro, quest’ultimo peraltro sempre presente come impurezza.Quando gli elementi sopra menzionati vengono aggiunti all'alluminio di base da soli si hanno leghe binarie, quando aggiunti a due a due o a tre a tre si hanno rispettivamente leghe ternarie o leghe quaternarie. Ogni elemento possiede il suo particolare effetto, per esempio:
- Silicio: migliora la colabilità e riduce il coefficiente di dilatazione;
- Magnesio: aumenta la resistenza alla corrosione in ambiente alcalino e in mare;
- Manganese: aumenta la resistenza meccanica e alla corrosione;
- Rame: accresce la resistenza meccanica, soprattutto a caldo;
- Zinco: soprattutto se associato al magnesio, conferisce un’elevata resistenza meccanica.

Le Leghe di Alluminio
La classificazione internazionale prevede un sistema di quattro cifre di cui la prima indica il principale elemento alligante, secondo questo indice:
1XXX Alluminio con purezza minima 99.00%
2XXX Leghe Al-Cu
3XXX Leghe Al-Mn
4XXX Leghe Al-Si
5XXX Leghe Al-Mg
6XXX Leghe Al-Mg-Si
7XXX Leghe Al-Zn
8XXX Leghe Al con altri elementi
9XXX Serie sperimentale

La lettera che segue la denominazione della lega indica il trattamento subito: F per fabbricata, O per ricotta, H per incrudita, T per trattata termicamente. Il numero che segue queste lettere specifica la condizione del trattamento. Per esempio: T4 significa trattamento di solubilizzazione, tempra ed invecchiamento naturale.
Serie 1000: (Alluminio industrialmente puro - almeno 99%); le leghe di questa serie sono caratterizzate da eccellente resistenza alla corrosione, conducibilità termica ed elettrica elevate, buona lavorabilità, caratteristiche meccaniche piuttosto basse. Le caratteristiche meccaniche possono essere aumentate, entro certi limiti, mediante incrudimento.
Le principali applicazioni comprendono impianti chimici, corpi riflettenti, scambiatori di calore, conduttori e condensatori elettrici, applicazioni architettoniche e decorative.
Serie 2000: (nome commerciale Avional); il principale elemento di lega è il Rame; in alcune leghe vi sono aggiunte di magnesio e manganese. Si tratta di leghe da trattamento termico (richiedono un trattamento di solubilizzazione, tempra ed invecchiamento per sviluppare i valori meccanici di impiego); dopo trattamento termico sviluppano caratteristiche meccaniche confrontabili con quelle degli acciai al carbonio. La loro resistenza alla corrosione è meno elevata di quella di altre leghe di Alluminio; per questo motivo in applicazioni critiche richiedono opportuni sistemi di protezione; per la medesima ragione le lamiere sottili sono disponibili anche in versione placcata con altre leghe di Alluminio con migliore resistenza a corrosione.
Vengono utilizzate per parti e strutture che richiedono elevati rapporti resistenza/peso (ruote di velivoli e mezzi di trasporto terrestre, strutture aeronautiche, sospensioni automobilistiche) per temperature di impiego fino a circa 150 °C. Sono caratterizzate da eccellente lavorabilità alle macchine utensili e (tranne la lega 2219) da limitata saldabilità per fusione. Il sistema Alluminio - Rame possiede un eutettico Al-AlCu2 alla temperatura di 548 °C e alla composizione 33% di Cu in peso. L’indurimento di queste leghe avviene per precipitazione. Le leghe binarie Al-Cu non sono molto usate commercialmente. Con l’aggiunta di elementi quali Mg, Mn, Si, Ni, Li, esse vengono usate spesso per applicazioni strutturali sugli aerei e in generale dove occorrono buone caratteristiche meccaniche e leggerezza.
Serie 3000: il principale elemento in lega è il Manganese; in generale il vantaggio conferito dal Manganese è quello di aumentare la resistenza meccanica delle leghe lavorate e di ridurre la sensibilità alla corrosione intergranulare ed alla stress corrosion, ma l’eventuale presenza di composti intermetallici causa una diminuzione di duttilità. Le leghe Al-Mn formano un eutettico alla temperatura di 658 °C e per una composizione del 2% in manganese; la fase intermetallica che si separa è MnAl6. Questo sistema si trova raramente in equilibrio e il Manganese, che ha una solubilità molto ridotta nell’Alluminio, non è portato in soluzione solida nella percentuale prevista dal diagramma di stato, e così MnAl6 appare come microcostituente anche per percentuali molto basse di manganese; infatti è usato in percentuali di poco superiori all’1% in peso nelle leghe non trattabili termicamente e in quantità maggiori nelle leghe trattabili al calore.
Serie 4000: il principale elemento di lega è il Silicio; la sua importanza è dovuta all’aumento di fluidità e alla riduzione del coefficiente di dilatazione termica conferito dall’aggiunta di piccole quantità di questo alligante, proprietà molto utile nella tecnologia dei getti e nelle saldature. Il sistema Al-Si forma un eutettico alla temperatura di 577 °C ad una percentuale di silicio dell’11.7% in peso; poiché questo sistema non forma composti intermetallici, il Silicio precipita direttamente dalla matrice della soluzione solida primaria. La durezza delle particelle di Silicio conferisce infine una buona resistenza all’usura. Nell’uso commerciale a questo sistema vengono aggiunti altri elementi in lega quali per esempio il Rame e il Magnesio.
Serie 5000: (nome commerciale Peraluman); il principale elemento di lega è il Magnesio, che conferisce doti particolari di resistenza alla corrosione, oltre a buona resistenza a caldo ed ottime doti di duttilità e lavorabilità. In genere non richiede trattamento termico di invecchiamento e presentano buona saldabilità per fusione. Il Magnesio mostra una buona solubilità nell’alluminio (seconda solo allo zinco) e, per questo, leghe con concentrazioni minori del 7% non mostrano una apprezzabile precipitazione (tuttavia se sono presenti altri elementi questa percentuale diminuisce), ma è possibile comunque ottenere un discreto effetto indurente tramite la lavorazione a freddo, visto che il Magnesio permette di conservare un’ottima duttilità; infatti si tratta di leghe da incrudimento le cui caratteristiche meccaniche possono essere aumentate mediante laminazione a freddo, mentre non si possono aumentare mediante trattamento termico; le caratteristiche meccaniche sono in generale inferiori a quelle delle leghe della serie 2XXX.
Il Magnesio fornisce inoltre un’eccellente resistenza alla corrosione e una buona saldabilità: queste caratteristiche vengono sfruttate nella costruzione delle carrozzerie in Alluminio. La resistenza alla corrosione è elevata, anche in ambiente marino.
L’eutettico Al-Mg2Al3 si ha ad una concentrazione di 35% di Mg in peso ad una temperatura di 450 °C. Per causare la precipitazione di Mg2Al3 (fase b), che ha un reticolo f.c.c., la lega deve essere trattata a temperature tra 200 e 300°C e per un tempo dipendente dalla temperatura scelta. La precipitazione avviene preferenzialmente sui piani {100}, seguita da quella sui piani {120}. La precipitazione può essere continua o discontinua, a seconda della temperatura di tempra adottata; quella continua genera una struttura di tipo "Wiedmastatten", la cui dimensione principale decresce all’aumentare della temperatura di tempra e mostra un limitato effetto indurente. La modalità di formazione della fase b è importante anche per la resistenza alla corrosione: per ottimizzarla, essa deve presentarsi in particelle discrete priva di struttura tipo network a bordo grano, da evitare anche perché riduce drasticamente la duttilità.
Serie 6000: (nome commerciale Anticorodal); i principali elementi di lega sono Silicio e Magnesio. Si tratta di leghe da trattamento termico; dopo trattamento termico sviluppano caratteristiche meccaniche intermedie, in generali inferiori a quelle delle leghe della serie 2000.
Presentano buona formabilità, lavorabilità, truciolabilità e saldabilità. Vengono utilizzate per applicazioni architettoniche, telai motociclistici e ciclistici, strutture saldate in genere. Questo sistema costituisce la classe principale di leghe per i pezzi lavorati a caldo e per quelli ricavati da fusione. Esse riescono a combinare alcune caratteristiche favorevoli: buone resistenze meccaniche, sensibilità relativamente bassa alla tempra, buona resistenza alla corrosione. L’indurimento avviene soprattutto per precipitazione del composto Mg2Si. Per ottenere prodotti estrusi con questa lega normalmente si mantengono Mg e Si al di sotto dell’1.5% in peso. Il Silicio, infine, aumenta la fluidità del fuso e riduce il coefficiente di dilatazione, come già detto anche per le leghe Al-Si; inoltre aumenta la resistenza alla corrosione intergranulare tipica di questa lega.
Serie 7000: (nome commerciale Ergal); Il principale elemento di lega è lo Zinco, l’elemento che ha la solubilità più elevata nell’alluminio, e con esso forma un eutettico ad una concentrazione del 95% in peso di Zn alla temperatura di 382 °C: così, per quasi tutte le composizioni, si ha solidificazione di una soluzione solida primaria; al calare della temperatura il suo campo di stabilità crolla e si ha precipitazione di Zinco. Generalmente le leghe binari Al-Zn non vengono usate, ma vengono preferite leghe Al-Zn-Mg. Si tratta di leghe da trattamento termico; queste leghe sviluppano le caratteristiche meccaniche più elevate tra le leghe d’Alluminio; lo Zinco aumenta la resistenza e la durezza, oltre a favorire l’autotemprabilità della lega. Le leghe Al-Zn-Mg, trattate termicamente, hanno la più elevata resistenza a trazione di tutte le leghe di alluminio.
Le leghe con le caratteristiche meccaniche più elevate possono presentare sensibilità a tensocorrosione; per questo motivo sono stati sviluppati trattamenti "stabilizzanti" specifici.
Presentano buona lavorabilità alle macchine utensili e, nella maggior parte dei casi, scarsa saldabilità per fusione. Vengono utilizzate per strutture aeronautiche e di mezzi di trasporto, ed in generale per parti molto sollecitate.

Le differenze tra le diverse leghe sono straordinariamente variabili. La resistenza meccanica a trazione ad esempio varia dai 650 kg/cm2 della 1080-0 ai 5.800 kg/cm2 della 7075-T6 (rapporto di 8,9). Il rapporto tra massa e caratteristiche meccaniche fanno sì che il materiale più utilizzato nelle industrie aerospaziali ed aeronautiche sia oggi la lega di Alluminio.
La resistenza alla corrosione è altrettanto variabile da lega a lega. Per le leghe della serie 5000 e 6000, che nella denominazione commerciale italiana vanno sotto il nome di PERALUMAN ed ANTICORDAL questa caratteristica è classificata ai massimi livelli.
Le leghe 2000 e 7000, rispettivamente AVIONAL ed ERGAL, sono invece classificate con resistenza alla corrosione da insufficiente a pessima.
Le leghe di Alluminio da utilizzare in ambienti particolarmente corrosivi devono quindi appartenere al primo gruppo. Queste due leghe, che nella designazione internazionale vengono oggi classificate come 5000 e 6000, hanno in comune la presenza del magnesio nella composizione chimica, che varia da 1% al 5%. Con la presenza di altri elementi quali il Silicio ed il Manganese (che non superano mai l'1%), e soprattutto con trattamenti termici ed incrudimento, le caratteristiche tecnologiche vengono ottimizzate per raggiungere il massimo risultato nell'ambito della particolare applicazione.

Composizione chimica delle Leghe
Leghe da incrudimento (le loro caratteristiche meccaniche possono essere aumentate solo mediante deformazione plastica a freddo):

Leghe tipo Alluminio Puro Industriale (serie 1000)
Lega Si Cu Mn Mg Zn Al
1050A >=99.5
1250 >=99.5

Leghe tipo Peraluman (serie 5000)
Lega Si Cu Mn Mg Zn Altri
5005 0.5-1.1
5052 2.2-2.8
5056 4.5-5.6
5083 0.5-1.0 4.0-4.9
5086 3.5-4.5
5154 3.1-3.9
5454 2.4-3.0
5754 2.6-3.6

Leghe da trattamento termico (le loro caratteristiche meccaniche possono essere aumentate mediante l'esecuzione di opportuni trattamenti termici):

Leghe tipo Avional (serie 2000)
Lega Si Cu Mn Mg Zn Altri
2011 4.5-6.0 0.2-0.8 Pb
2014 0.5-0.9 3.9-5.0 0.4-1.2 0.2-.08
2017 0.2-0.8 3.5-4.5 0.4-1.0 0.4-1.0
2024 3.8-4.9 0.3-0.9 1.2-1.8
2030 3.3-4.5 0.2-1.0 0.5-1.3 Pb
2219 5.8-6.8 0.2-0.4
2618 1.8-2.6 1.2-1.8 Ni

Leghe tipo Anticorodal (serie 6000)
Lega Si Cu Mn Mg Zn Altri
6060 0.3-0.6 0.35-0.6
6061 0.4-0.8 0.15-0.40 0.8-1.2
6063 0.2-0.6 0.45-0.9
6082 0.7-1.3 0.4-1.0 0.6-1.2

Leghe tipo Ergal (serie7000)
Lega Si Cu Mn Mg Zn Altri
7020 1.0-1.4 4.0-5.0
7049 1.2-1.9 2.1-3.1 7.2-8.4
7050 2.0-2.6 1.9-2.6 5.7-6.7 Zr
7075 1.2-2.0 2.1-2.9 5.1-6.1

I sistemi di saldatura maggiormente utilizzati sono:

Saldatura MIG = saldatura ad arco con atmosfera protettiva inerte e filo di alimentazione continuo. Il flusso di gas inerte, l’Argon, protegge l’Alluminio dall’ossidazione riducendo così i rischi di corrosione ed i conseguenti danni alla resistenza meccanica.
Saldatura TIG = saldatura ad arco con atmosfera protettiva inerte ed elettrodo infusibile. E’ adatta alla realizzazione di giunti fra lembi di spessore ridotto. Offre le medesime garanzie della saldatura MIG.

E’ consigliato trattare termicamente, dopo saldatura, le leghe Alluminio-Magnesio-Zinco, per garantire nelle zone termicamente alterate (ZTA) le stesse prestazioni meccaniche della lega di base.

Influenza dello Scandio nelle leghe di Alluminio

L’aggiunta di Scandio produce in generale un effetto positivo sulla struttura e sulle proprietà delle leghe di Alluminio. Lo Scandio è classificato tra i metalli di transizione del gruppo 3d (TM=transition metal), la natura della reazione di questi metalli con l’Al, in combinazione con il loro basso coefficiente di diffusione nell’Al solido e liquido, fanno in modo che si abbia la formazione di soluzioni solide soprasature di Sc nell’Al durante la solidificazione. Nel corso di susseguenti trattamenti termici queste soluzioni si decompongono formando dispersioni. Queste dispersioni aumentano la temperatura di ricristallizzazione della lega e le sue proprietà meccaniche.
Le dispersioni di Al3Sc hanno caratteristiche tali (struttura cristallina intermetallica, morfologia delle particelle, densità di distribuzione delle particelle) da causare un’elevata influenza sulle proprietà e sulla struttura dell’Al e delle sue leghe.
L’alto effetto antiricristallizzante dell’addizione di Scandio è attribuito all’elevata densità (numero di particelle in un’unità volumetrica di matrice) delle particelle di Al3Sc. Queste particelle precipitano omogeneamente durante la decomposizione della soluzione solida sotto forma di particelle sferiche che hanno una struttura molto coerente con la matrice. Quando questa coerenza svanisce si ha una rapida crescita delle particelle, e l’effetto antiricristallizzante praticamente scompare; per ridurre la suscettibilità alla coalescenza di queste particelle di Al3Sc si addiziona circa lo 0.1% di Zr, il quale mantiene l’effetto antiricristallizzante.

Figura 1: Effetto della concentrazione di elementi di transizione sulla temperatura di ricristallizzazione di una lega binaria deformata a freddo.

Lo stato di elevata dispersione delle particelle di Al3Sc causa un notevole effetto rinforzante; la microdurezza incrementa di 2.5 volte, salvo un eccessivo prolungamento del trattamento perché in tal caso si ha coagulazione delle particelle di Al3Sc.

Figura 2: Microdurezza di una lega Al – 0,41% Sc in funzione del tempo di ricottura a varie temperature.

Figura 3: Precipitati di Al3Sc formatisi durante la decomposizione dello Scandio.

Anche in questo caso un’aggiunta di Zr inibisce la coagulazione delle particelle, con effetto stabilizzazione sulle proprietà della lega (come evidenziato dal diagramma sottostante).

Figura 4: Influenza dello Zr sull’andamento temporale della microdurezza della lega Al – 0,4% Sc.

Un altro effetto dell’aggiunta di Sc è quello di modificare la forma dei grani nella struttura della lega di Alluminio. Un esempio è mostrato nella figura seguente:

Figura 5: Struttura cristallina equiassica di una lega commerciale prodotta per colata continua. A Sinistra: lega addizionata di Scandio.

Questo effetto di modificazione è causato da due fattori: un largo numero di nuclei di cristallizzazione, nella forma di particelle di Al3Sc disciolti nell’unità di volume, e un’elevata efficacia dell’azione inoculante di queste particelle. Tale effetto modificante fa sì che si abbia anche un notevole aumento delle proprietà meccaniche dei giunti saldati.
Le leghe commerciali di Alluminio addizionate di Sc contengono, oltre allo Zr, a volte anche Ti. Nel caso di queste addizioni l’effetto modificante sopra descritto dello Sc avviene a concentrazioni più basse. Si nota inoltre che leghe commerciali di Alluminio con Sc

Trattamenti Termici

Generalità: Indurimento per Precipitazione

Il trattamento termico si riferisce a tutte quelle operazioni di raffreddamento e di riscaldamento che sono eseguite con l’intento di cambiare proprietà meccaniche, struttura metallurgica o lo stato di stress residuo di un prodotto metallico. Comunque, quando il termine è applicato alle leghe in Alluminio, il suo uso è spesso ristretto alle specifiche operazioni impiegate per incrementare la durezza e la resistenza delle leghe suscettibili di indurimento per precipitazione.
Queste sono generalmente indicate come le “heat treatable alloys” per distinguerle da quelle leghe nelle quali alcun rilevante indurimento può essere ottenuto scaldando o raffreddando. Per queste ultime, generalmente dette “non heat treatable alloys”, l’indurimento è ottenuto per lavorazione a freddo.
Un essenziale attributo affinché una lega indurisca per precipitazione è che il suo diagramma di fase presenti la curva di solubilità che aumenta con la temperatura.
Sebbene molti dei sistemi binari a base di alluminio presentino questo attributo, molti mostrano un indurimento per precipitazione poco rilevante, queste leghe non sono quindi considerate “heat treatable”.
I maggiori gruppi di leghe che presentano un considerevole indurimento includono:

Alluminio – Rame
Alluminio – Rame – Magnesio
Alluminio – Magnesio – Silicio
Alluminio – Zinco – Magnesio
Alluminio – Zinco – Magnesio – Rame

Il trattamento termico tipico consiste in due stadi noti come solubilizzazione ed invecchiamento.

Solubilizzazione

Nel primo ciclo un’opportuna lega è scaldata ad una temperatura al di sopra della curva di solubilità allo scopo di ottenere una soluzione omogenea, poiché la seconda fase, presente generalmente in minor quantità, dissolve nella più abbondante fase. La lega viene quindi lasciata a questa temperatura sino a quando si ottiene una soluzione solida omogenea, quindi viene temprata ad una temperatura più bassa per creare una condizione di supersaturazione.

Solubilizzazione di leghe Al-Cu
A titolo d’esempio, possiamo analizzare il caso della lega Alluminio e Rame, pur trattandosi di un sistema binario, i principi di funzionamento sono applicabili alle altre “heat-treatable alloy”.

Figura 1: Diagramma di stato del sistema Al-Cu, nell’intorno dell’Al puro.

Due leghe contenenti 4,5% e il 6,3% di Rame sono rappresentate dalle due linee verticali tratteggiate (a) e (b).
Il diagramma mostra che non considerando la struttura iniziale, mantenere la lega al 4,5% a 515 fino a 550°C fino a quando si raggiunge l’equilibrio porta il rame ad entrare completamente nella soluzione solida; poiché la concentrazione all’equilibrio sarebbe più grande di quella effettivamente contenuta dalla lega si ha che il composto intermetallico si dissolve completamente.Cosi la lega che inizialmente conteneva due fasi (Al e CuAl2) è ora convertita ad un’unica fase (Al).
Inoltre la soluzione solida ottenuta mantenendo per un tempo sufficientemente lungo ad una temperatura elevata non è una soluzione satura poiché la sua concentrazione è minore di quella all’equilibrio.
Se quindi la temperatura è ridotta al di sotto di 515°C, la soluzione solida diviene supersatura, perciò la quantità di soluto superiore a quella d’equilibrio alle temperature più basse tende a precipitare.
La forza che spinge la formazione di precipitato aumenta con il grado di supersaturazione, e di conseguenza con il decrescere della temperatura; la velocità con la quale i precipitati si formano dipende inoltre dalla mobilità degli atomi, che diminuisce al calare della temperatura.
La lega contenente il 6,3% in Rame – quantitativo maggiore del massimo solubilizzabile alla temperatura eutettica – se riscaldata ad una temperatura di poco al di sotto di quella eutettica consiste in una soluzione solida più una quantità addizionale di composto intermetallico non dissolto. La soluzione solida ha una concentrazione in Rame maggiore di quella della lega al 4,5% a 515°C.
Il maggior contenuto in Rame aumenta la “driving force” della precipitazione a temperature più basse e aumenta l’entità di possibili cambiamenti di proprietà.
Il composto intermetallico non disciolto alle alte temperature, pur rimanendo essenzialmente inalterato sottoposto e al riscaldamento e al raffreddamento, aumenta percettibilmente il livello di resistenza globale.

Overheating

Si deve prestare attenzione per evitare di superare la temperatura iniziale eutettica. Se come risultato di un surriscaldamento avviene un’apprezzabile fusione del costituente eutettico, proprietà come resistenza a trazione, duttilità e resistenza a frattura possono degradare. I materiali che esibiscono prove microstrutturali di surriscaldamento sono generalmente categorizzati come non accettabili.
La temperatura deve quindi essere ristretta per evitare fusione anche parziale, e il più basso limite dovrebbe, quando è possibile, essere sopra alla temperatura alla quale avviene una completa solubilizzazione (solvus).

Tempra

La tempra consiste nel raffreddamento molto rapido del metallo scaldato immergendolo in un liquido refrigerante come può essere l’acqua. Quest’operazione impedisce un’apprezzabile diffusione degli elementi, così si può assumere che la soluzione solida viene portata a temperatura ambiente essenzialmente senza variazioni. Così la lega che era leggermente insatura alle temperature più alte, diviene a temperatura ambiente estremamente insatura.
La lega quindi è in una condizione molto instabile e, compatibilmente con le condizioni ambientali, evolverà spontaneamente verso una condizione di maggior equilibrio.

Invecchiamento

Un metodo usato per sviluppare le proprietà delle leghe è quello di condurre una precipitazione controllata di particelle molto fini sia a temperatura ambiente (natural aging) sia elevata (artificial aging). In genere, la precipitazione non comincia immediatamente ma richiede un cosiddetto “incubation time” per formare dei nuclei sufficientemente grandi e stabili; dopo di che può avere inizio il processo di crescita.
La velocità alla quale avviene la precipitazione varia con la temperatura. A temperature molto basse la velocità di reazione è controllata dalla velocità alla quale gli atomi possono migrare. A temperature appena al di sotto la “solvus line” la velocità di precipitazione è molto bassa, poiché la velocità di nucleazione è bassa essendo la soluzione solo leggermente sovrasatura quindi in questo caso la precipitazione è controllata dalla velocità con cui i nuclei possono formarsi.
A temperature intermedie tra i due appena menzionati estremi, la velocità di precipitazione aumenta sino a raggiungere un massimo e quindi il tempo per completare la precipitazione è molto corto.
Sperimentalmente è possibile ottenere la tipica “hardening curve”, mostrando l’effetto del tempo sulla durezza.
La forma della curva di invecchiamento, dipende primariamente da due variabili, la temperatura e la composizione della lega.

Figura 2: Durezza Rockwell B in funzione del tempo di invecchiamento a diverse temperature.

La curva T1 rappresenta un invecchiamento ad una temperatura troppo bassa alla quale l’indurimento avviene molto lentamente, poiché il moto diffusivo degli atomi è molto sfavorito.
Abbassando ulteriormente la temperatura viene definitivamente bloccata la precipitazione e l’indurimento non avviene. Questo fatto è sfruttato nel cosiddetto “trattamento criogenico” usato per prevenire appunto l’invecchiamento naturale.
T2 corrisponde invece ad una temperatura ottimale alla quale l’indurimento avviene in un ragionevole lasso di tempo.
Alla temperatura T3 invece l’indurimento avviene velocemente grazie alla rapida diffusione, ma l’elevata temperatura promuove una crescita altrettanto veloce delle dimensioni dei precipitati, impedendo il raggiungimento dei picchi massimi di durezza.
A basse concentrazioni di soluto il grado di supersaturazione è basso, in queste condizioni la nucleazione della seconda fase è difficile; di conseguenza l’indurimento avviene molto lentamente e il massimo di durezza ottenibile è più basso a causa della scarsa quantità di precipitati.
Mantenere la lega per un periodo di tempo troppo lungo ad una data temperatura fa perdere alla stessa la propria durezza, questo effetto detto “overaging” si può attribuire al fatto che la crescita dei precipitati continua fintanto che la lega è mantenuta ad una fissata temperatura; questo comporta che le particelle più grandi continuano a crescere a scapito delle più piccole che scompaiono. Quindi la grandezza media delle particelle continua ad aumentare mentre il numero di particelle diminuisce. Perciò la ricerca del massimo valore di durezza va condotta determinando la dimensione ottimale delle particelle di precipitato, o, in modo equivalente, il tempo e la temperatura di invecchiamento.

Precipitazione

Il più importante effetto dato dalla precipitazione di una seconda fase è un sostanziale indurimento del materiale. Si può dire che un aumento di durezza è sinonimo di una aumentata difficoltà nel muoversi delle dislocazioni, può essere infatti dimostrato che è necessario un maggior sforzo applicato per muovere le dislocazioni attraverso un reticolo che contiene delle particelle di precipitato.
Nella gran parte dei sistemi suscettibili di indurimento da precipitazione, si riscontra una complessa sequenza di cambiamenti dipendenti dal tempo e dalla temperatura.
A temperature relativamente basse e durante il periodo iniziale dell’invecchiamento a temperature medio-alte, il principale cambiamento consiste in una ridistribuzione degli atomi di soluto all’interno della matrice della soluzione solida che porta alla formazione di cluster o zone di Guiner-Preston, zone considerevolmente arricchite di soluto. Questa segregazione di atomi di soluto produce una distorsione dei piani della matrice sia all’interno delle predette zone, sia in svariati piani atomici all’interno della matrice. Con l’aumento di numero o di densità delle zone, il grado di disturbo della regolarità e della periodicità del reticolo aumenta.
L’effetto di indurimento dato dalle zone risulta da un’interferenza addizionale con il moto delle dislocazioni quando queste tagliano le zone GP. Il progressivo aumento di resistenza con l’invecchiamento è attribuito, in alcuni sistemi, all’aumento delle dimensioni delle zone GP, e, in altri, al loro aumento di numero.
In molti sistemi, aumentando la temperatura d’invecchiamento o il tempo, le zone sono convertite o sono rimpiazzate da particelle aventi una struttura cristallina distinta da quella della soluzione solida e diversa anche da quella della fase all’equilibrio, per questo sono dette precipitati di transizione.
In molte leghe, i precipitati hanno una specifica relazione di orientazione cristallografica con la soluzione solida, tale che le due fasi rimangono coerenti adattandosi alla matrice.
L’effetto di indurimento dato da queste strutture è dovuto alla produzione di un impedimento al movimento delle dislocazioni dovuto alla presenza di deformazioni del reticolo e di particelle di precipitato.
Un ulteriore avanzamento della reazione di precipitazione produce una crescita delle particelle della fase di transizione, accompagnata da un aumento di deformazione coerente sino a quando la forza del legame interfacciale è superata e scompare la coerenza. Frequentemente questo coincide con un cambiamento della struttura del precipitato dalla forma di transizione a quella di equilibrio. Con la perdita della deformazione coerente, l’indurimento è dovuto allo sforzo richiesto alla dislocazione per aggirare il precipitato. La forza richiesta progressivamente diminuisce con la crescita in dimensioni delle particelle della fase di equilibrio e l’aumento della spaziatura interparticellare.

Sviluppo dei precipitati nel sistema Al-Zn-Mg

L’invecchiamento di una lega Alluminio – Zinco – Magnesio ad una temperatura relativamente bassa, è accompagnata dalla produzione di zone GP ricche di Zinco e Magnesio aventi approssimativamente una forma sferica. Con l’aumentare del tempo di invecchiamento, le zone di Guiner-Preston aumentano in dimensione, e la resistenza della lega aumenta.
Estendendo l’invecchiamento a temperature superiori a quella ambiente, trasforma le zone GP nei precipitati di transizione conosciuti come h’, precursori della fase di equilibrio MgZn2, detta fase h.
I piani basali della struttura esagonale dei precipitati h’, sono parzialmente coerenti con i piani {111} della matrice, tuttavia l’interfaccia tra la matrice e la direzione c dei precipitati è incoerente.
Molti ricercatori hanno osservato che la fase di transizione h’ forma un considerevole numero di composizioni che sono sia nel campo Al + [T] sia nel campo Al + [h] in condizioni di equilibrio.
A temperature più alte o tempi più lunghi, h’ si converte in MgZn2 o, nel caso in cui T sia la fase di equilibrio, viene rimpiazzata da T (Mg3Zn3Al2).

La sequenza di precipitazione dipende dalla composizione, ma per un materiale sottoposto a una tempra veloce e invecchiato ad un’alta temperatura può essere schematicamente rappresentata da:

In questo schema, le zone GP nucleano omogeneamente, e vari precipitati si sviluppano in sequenza nella matrice.
Comunque la presenza di bordi grano ad alto angolo, “subgrain boundaries” , e dislocazioni reticolari altera l’energia libera cosicché può avvenire una significativa nucleazione eterogenea sia durante la tempra, sia invecchiando a temperature al di sopra della temperatura conosciuta come “GP zone solvus temperature”. Sopra questa temperatura, i precipitati della fase di transizione incoerente nucleano e crescono direttamente sulle dislocazioni e sui “subgrain boundaries”, e i precipitati di equilibrio incoerenti nucleano e crescono su bordigrano ad alto angolo.
Questi precipitati che nucleano eterogeaneamente, non contribuiscono alla resistenza, e quindi la loro presenza diminuisce la resistenza ottenibile in quanto sottraggono quantità di soluto disponibili per la nucleazione omogenea.
Al diminuire della velocità di tempra si ha anche un’altra conseguenza. Una tempra lenta permette alle vacanze di migrare verso la superficie libera e annichilarsi. Diminuendo il numero di vacanze decresce anche la temperatura alla quale le zone di Guiner-Preston nucleano omogeneamente. Quindi, una particolare temperatura di invecchiamento potrebbe permettere nei materiali temprati velocemente solo una nucleazione omogenea, ma anche, in metalli temprati più lentamente, rendere predominante la nucleazione eterogenea.
In questa ultima condizione, la distribuzione dei precipitati è estremamente grezza, sicché la resistenza sviluppata è particolarmente bassa. In questo caso, la perdita in resistenza, può essere parzialmente minimizzata, diminuendo la temperatura di invecchiamento per massimizzare la nucleazione omogenea.
Quando una lega Al-Zn-Mg invecchiata, viene esposta a temperature più alte di quelle sopraesposte, alcune GP zone dissolvono mentre altre crescono, secondo il loro volume. Quando le zone sono abbastanza grandi, la maggior parte di esse si trasforma in precipitati di transizione anche sopra la “GP zone solvus temperature”. Questo fenomeno è la base per i trattamenti di invecchiamento a due stadi.