Rafforzamento metalli

All’ interazione elastica tra una dislocazione e il difetto di punto corrisponde una energia V pari a

θ

sin

ε

= 3

V 4

Gba (6)

r

θ

essendo r e le coordinate polari del difetto di punto rispetto alla dislocazione, che si considera

situata all’ origine del sistema di riferimento, b il modulo del vettore di Burgers della dislocazione e

G il modulo elastico di taglio.

2. Interazione elettrica

La nuvola elettronica presente nel metallo tende a resistere alla compressione e quindi cerca di

ridistribuirsi nel cristallo. Gli elettroni hanno la tendenza a muoversi dalla zona in compressione di

una dislocazione verso la zona in tensione dando così luogo alla formazione di un dipolo elettrico.

D’ altra parte, in un solvente monovalente gli elettroni di extra-conduzione introdotti da un atomo

polivalente tenderanno ad allontanarsi lasciando un eccesso di carica positiva attorno allo ione di

soluto. Questo determina un’ attrazione elettrica tra il soluto e le dislocazioni, che si comportano

come dipoli elettrici. +

r

+ θ

_

Fig. 5- L’ interazione elettrica tra una dislocazione (dipolo elettrico) con un atomo di soluto (carica

positiva) dipende dalla distanza reciproca.

3. Interazione chimica (interazione di Suzuki)

Certi metalli presentano dislocazioni dissociate che delimitano una regione (stacking fault) dove la

struttura periodica del reticolo è alterata. Il soluto preferenzialmente si dispone nelle regioni di

stacking fault e, alterando localmente la composizione chimica, abbassa l’ energia di stacking fault

provocando una maggiore spaziatura tra le dislocazioni parziali.

4. Interazione configurazionale (effetto Fischer)

Quasi mai il soluto è distribuito a caso, spesso assistiamo alla formazione di aggregati con forme di

ordine a breve raggio.

Il passaggio di una dislocazione attraverso una zona dove esistono legami A-B tende a ridurre il

numero di questi legami attraverso il piano di scorrimento. Questo farà crescere l’energia del

sistema se i legami A-B sono quelli favoriti. Pertanto la presenza di fenomeni di ordine a breve

raggio ostacola il movimento delle dislocazioni.

5. Interazione con super-reticoli

Numerose leghe possono formare strutture aventi ordine a lungo raggio (super-reticoli).

Come mostrato in fig. 6 a, gli atomi delle due specie A e B non sono disposti nel reticolo a caso ma

secondo uno schema. Il passaggio di una singola dislocazione attraverso una zona del materiale, che

presenta ordine a lungo raggio, provoca uno slittamento pari ad un passo reticolare rompendone

l’ ordine. La superficie che divide le due porzioni di reticolo ordinato fuori fase si chiama bordo di

antifase.

Nell’ esempio di fig. 6 a, dopo il passaggio della dislocazione, atomi della stessa specie si

fronteggiano lungo il bordo di antifase mentre prima del passaggio ogni atomo di tipo A aveva di

fronte un atomo di tipo B e viceversa. La formazione di un bordo di antifase aumenta l’ energia

libera di Gibbs del sistema pertanto è molto difficile che una singola dislocazione riesca a muoversi

attraverso una struttura ordinata a lungo raggio. In genere, per attraversare un super-reticolo, le

dislocazioni si muovono a coppie (super-dislocazione) in modo tale che lo slittamento dovuto al

passaggio della seconda dislocazione ripristini l’ordine interrotto dal passaggio della prima. Il

movimento accoppiato delle dislocazioni è una caratteristica propria della deformazione dei reticoli

con ordine a lungo raggio ed è alla base della grande resistenza meccanica delle leghe che

presentano questo fenomeno in tutto il materiale o solo in alcune sue porzioni.

Bordo di

antifase

a b

Fig. 6- Esempio di reticolo ordinato (a) e formazione di un bordo di antifase dovuto al passaggio di

una dislocazione (b).

La resistenza al moto delle dislocazioni dovuta a uno o più dei fattori descritti determina il

rafforzamento del metallo. Tuttavia, se la linea di una dislocazione rimanesse diritta durante tutto il

movimento, l’effetto complessivo delle interazioni con atomi di soluto disposti casualmente sarebbe

nullo. Il rafforzamento dei metalli da soluzione solida viene spiegato dalla teoria di Mott e Nabarro,

secondo la quale le dislocazioni non rimangano diritte ma si flettono per rendere minima l’energia

di interazione con i difetti puntuali. Dunque una linea di dislocazione non si muove tutta intera ma

si muovono segmenti di linea, che si piegano attorno alle regioni dove più alta l’energia di

interazione con i difetti di punto mostrato in fig. 7.

Fig. 7- Una dislocazione diritta (a) e incurvata (b) attorno agli ostacoli.

Indurimento da precipitazione

La formazione di precipitati in una lega metallica costituisce di fatto un ostacolo al movimento delle

dislocazioni e quindi provoca un miglioramento delle proprietà meccaniche. Ricordando che la

tensione critica per incurvare una dislocazione ancorata ai suoi estremi è inversamente

proporzionale alla distanza tra i punti di ancoraggio, si può capire come, a parità di volume della

seconda fase, una popolazione di tanti precipitati di piccola dimensione produca effetti superiori a

quelli dovuti a pochi precipitati di taglia superiore. Infatti la distanza media tra i precipitati è minore

nel primo piuttosto che nel secondo caso.

A differenza di quanto si verifica con dispersioni di ossidi o altre particelle ceramiche, i precipitati

possono essere eliminati mediante un trattamento termico al di sopra della temperatura di solvus dei

precipitati stessi.

Molti sistemi metallici presentano il fenomeno della precipitazione. Questa avviene in genere

attraverso sequenze di precipitazione in cui si arriva ad avere precipitati stabili passando per

strutture intermedie metastabili come mostrato nella seguente tabella.

A titolo di esempio si riporta di seguito il caso del sistema Ag-Al, il cui diagramma di equilibrio è

mostrato in fig. 8. Fig. 8- Diagramma di stato Al-Ag.

Se leghe Al-Ag contenenti più del 23% atomico di Ag sono solubilizzate, temprate e quindi

sottoposte ad un trattamento di invecchiamento si ottiene la sequenza di precipitazione:

α α γ’ α γ

α + zone GP + +

→ → →

o 1 2 3

In questo sistema le zone GP sono sferiche (vedi fig. 9).

γ’

La fase è una fase esagonale compatta nucleata in modo eterogeneo sulle dislocazioni. La

γ γ’

γ Al ed è esagonale. La fase può formarsi dalla fase

fase di equilibrio ha composizione Ag 2

oppure nucleare separatamente al bordo dei grani.

α α α α

, , e sono le matrici di composizione diversa rispettivamente di partenza, di

o 1 2 3 γ’ γ.

equilibrio con le zone GP, con e con

Fig. 9- Precipitati in una lega Al-Ag dopo invecchiamento di 15 giorni a 160°C (x160.000).

Tra le leghe di Al che induriscono per precipitazione le leghe Al-Cu sono di grande interesse

applicativo. La sequenza di precipitazione è la seguente:

α α α θ’’ α θ’ α θ

+ zone GP + + +

→ → → →

o 1 2 3 4

Fig.10 mostra l’ andamento della durezza in leghe con diverso contenuto di Cu in funzione del

tempo di invecchiamento a due temperature (130 e 190 °C). La durezza dipende dai precipitati

presenti, dalla loro dimensione e distribuzione nella matrice.

Le curve mostrano come, indipendentemente dalla temperatura di trattamento, al crescere del

contenuto di Cu cresca anche il valore massimo di durezza che può essere raggiunto. Questo è

dovuto al fatto che crescendo il contenuto di Cu cresce il volume totale dei precipitati che si

formano.

Si vede inoltre che alla temperatura più bassa (130°C) il valore massimo di durezza è maggiore ma il

picco si raggiunge per tempi molto più lunghi di trattamento. La massima durezza in genere si

θ’ θ’’.

ottiene con la combinazione di e

Gli invecchiamenti alla temperatura di 190 °C implicano una velocità di diffusione più alta pertanto

il picco di durezza viene raggiunto in tempi minori. I vantaggi economici in questo caso sono

evidenti. Tuttavia, non si possono raggiungere gli stessi valori di durezza ottenibili con il trattamento

a 130°C perchè la temperatura di 190°C è superiore a quella di solvus delle zone GP quindi la

sequenza di precipitazione salta il primo passaggio ed inizia con la formazione di particelle della

θ’’.

fase Questo comporta una dispersione finale più grossolana dei precipitati.

Quando si vogliono ottenere leghe di alta resistenza e allo stesso tempo contenere i costi si esegue un

trattamento termico in due stadi: il primo a bassa temperatura per ottenere una fine dispersione di

zone GP, il secondo ad alta temperatura durante il quale queste zone agiscono come centri di

θ’’.

nucleazione per la fase

Fig. 10 – Diagramma durezza-tempo di invecchiamento per varie leghe Al-Cu a 130°C e a 190°C.

Indurimento dovuto a dispersione di particelle ceramiche fini

La dispersione di una seconda fase, insolubile nella matrice metallica e costituita da piccole

particelle, in genere ceramiche, produce un indurimento del materiale (Indurimento da dispersione).

Un fenomeno per certi aspetti simile è l’indurimento da precipitazione o invecchiamento. La

differenza tra queste forme di indurimento sta nel fatto che nelle leghe, che induriscono per

precipitazione, la seconda fase è solubile ad alta temperatura ma non a bassa temperatura mentre

nella lega indurita per fase dispersa la particella non è mai solubile. In questo caso l’ interfaccia tra

matrice e seconda fase è incoerente.

Le particelle possono agire come barriere verso il moto delle dislocazioni in due modi

sostanzialmente diversi:

- possono esser attraversabili dalle dislocazioni (fig. 11) tuttavia con una tensione applicata molto

più alta di quella necessaria per muovere le dislocazioni nella matrice (I° Meccanismo),

- possono essere impenetrabili (fig. 12) cosicchè le dislocazioni potranno superarle solo con brusche

variazioni di curvatura (II° Meccanismo o di Orowan).

Se il meccanismo operativo è quello per cui è la dislocazione ad attraversare la particella, questo

diventa tanto più efficace man mano che aumenta la dimensione delle particelle. Si può giungere ad

un punto, che la dislocazione incontri tanta difficoltà nell’attraversare le particelle, da iniziare a

muoversi attorno ad esse.

Nel secondo caso lo sforzo di snervamento è lo sforzo necessario per curvare la dislocazione attorno

λ, λ >>

alle particelle con distanza media dove R.

Come si vede in fig. 12, una dislocazione con tensione di linea T esercita sulla partic