Appunti lezioni Materiali per l'industria meccanica

Trattamento termico per ottenere precipitati rafforzanti

I precipitati metastabili sono in qualche misura modulabili, permettendo così di raggiungere alte resistenze o comunque caratteristiche dosabili con finezza, cosa impossibile tramite i precipitati di equilibrio. I precipitati rafforzanti opportuni si ottengono con un trattamento termico ad hoc, di solito definito come trattamento T6. Esso consiste nelle seguenti procedure:

1. Solubilizzazione: si porta la lega ad alta temperatura in modo da disciogliere tutta la seconda fase di equilibrio (θ=Al Cu nel sistema Al-Cu, nel sistema Cu-Be, il β2 composto nel sistema Mg-Zn) nel solvente (Al, Cu o Mg) e formare possibilmente la sola soluzione solida α. La temperatura è tenuta 10-20°C al di sotto di quella eutettica per evitare fenomeni di liquazione che deriverebbero da disomogeneità composizionali del solido, e che renderebbero irrecuperabili i pezzi.
2. Tempra in acqua con approssimativo mantenimento in condizioni metastabili della soluzione di alta α.

la lega binaria 2219 Al-Cu, laternaria 2024 Al-Cu-Mg, alcune leghe ternarie Al-Zn-Mg come le 7005, 7020 e 7039; infine, sottoponendo ad una moderata deformazione plastica (2-5%) la SSSS dopo tempra, ma prima dell'invecchiamento, s'introducono dislocazioni nel reticolo che, durante il successivo invecchiamento, stimolano una più copiosa nucleazione eterogenea dei precipitati rafforzanti e si ottengono caratteristiche meccaniche più alte; in questo caso il trattamento è designato come T8.

Figura 2: diagramma delle fasi del sistema Al-Cu.

Si capisce meglio l'origine dell'incremento delle caratteristiche meccaniche se si analizza qualche dettaglio dell'evoluzione microstrutturale durante l'invecchiamento. A tale scopo s'illustrano le trasformazioni a cui va soggetta una lega binaria Al-Cu (duralluminio) a tenore di Cu variabile durante l'invecchiamento. Seguendo la fisica delle trasformazioni di fase con nucleazione e accrescimento di cristalli,

Che quindi richiedono diffusione atomica, si ha in generale la sequenza:

SSSS + clusters atomici (zone GP) → α + zone GP intermedi fasi di → α + precipitati → α + equilibrio.

Nel duralluminio, dopo tempra si parte da SSSS che già contiene cluster atomici (GP1) sotto forma di zone discoidali sui piani della matrice, di spessore mono o biatomico, {100} molto ricche di atomi di Cu, di dimensione caratteristica dell'ordine di poche decine di distanze interatomiche, quindi dell'ordine di 10 nm. Sono chiamate zone di Guinier-Preston (zone GP), dal nome degli scopritori nel 1938. Sono i prodromi di una fase e, vista le dimensioni, sono totalmente coerenti con la matrice. Nella letteratura scientifica vengono designati dall'acronimo GP1. L'addensamento di atomi di Cu, essendo quest'atomo più piccolo di quelli di Al (nonostante la sua massa atomica sia maggiore), avviene introducendo delle distorsioni reticolari di coerenza, come illustrato nella Figura.

La generanonell'invecchiamento del duralluminio a diverso tenore di rame a 130°C (parte a) e a 190°C (parte b). Ben oltre il picco di durezza la fase si trasforma in quella di equilibrio θ' θ, anch'essa rappresentata dalle curve puntinate.

MECCANISMI DELL'INDURIMENTO PER PRECIPITAZIONE

Ovviamente, la resistenza di una lega indurita per precipitazione è determinata dall'interazione fra i precipitati e le dislocazioni. Vi sono sostanzialmente tre meccanismi di ostacolo al moto delle dislocazioni, come di seguito descritto.

1. Nelle prime fasi dell'invecchiamento l'indurimento è dovuto alle deformazioni di coerenza, che introducono distorsioni reticolari, come quelle della Figura 3; sono il contributo fondamentale per le zone GP, che sono coerenti; l'effetto delle deformazioni di coerenza comincia a scemare in modo sostanziale con l'apparire della semicoerenza e infine scompare con le fasi di equilibrio, che sono

incoerenti.L'indurimento per l'attraversamento del precipitato da parte della dislocazione si2. realizza con il taglio della particella e lo scorrimento relativo delle due parti operatodal passaggio della dislocazione. Ciò crea un aumento dell'estensionedell'interfaccia fra precipitato e matrice, alla quale è associata un'energiainterfacciale , che quindi nel suo complesso aumenta. Inoltre, sovente la particellasrafforzante ha una struttura interna ordinata (è tipico degl'intermetallici e dei loroprecursori), sicché il taglio produce, in corrispondenza del piano di scorrimento, unalocale distruzione dell'ordine, come se ci fosse una nuova interfaccia, chiamatabordo di antifase (Anti Phase Boundary, APB), e al quale è associata un'energia disuperficie . La Figura 5 descrive schematicamente l'aumento dell'interfaccia e la apbcreazione del bordo di antifase. Nella Figura 6 è invece riportata

dislocazione: c,t= costante che dipende da G e b

G: modulo di elasticità tangenziale

b: modulo del vettore di Burgers

f: frazione in volume delle particelle rafforzanti

r: raggio della particella supposto sferico

eq. 232: τ α γ = · · f · rc , t apb

Dall'equazione 2 appare una dipendenza del rafforzamento dalla radice delle dimensioni del precipitato: il taglio di quest'ultimo da parte della dislocazione cresce man mano che il raggio della particella coerente o semicoerente (ma comunque attraversabile) aumenta.

Figura 6: cerchiati in bianco vi sono i precipitati (globuli chiari) tagliati da dislocazioni δ' nella lega Al-Li-Cu-Mg 8090-T8. Con le frecce è indicata la direzione dello scorrimento delle dislocazioni. Fotografia scattata al TEM con la visione in campo scuro (dark field).

L'indurimento per agg