Domande Materiali per l'industria meccanica

Domande materiali

Interazione solvente-soluto e rafforzamento per soluzione solida

L'introduzione di atomi di soluto nel reticolo cristallino di un solvente produce sempre una lega più resistente del solvente puro. Ci sono due tipi di soluzione solida:

• Soluzione solida sostituzionale, quando soluto e solvente hanno atomi di dimensioni assai vicine, come Ni-Cu. In tal caso gli atomi di soluto possono occupare le posizioni reticolari del solvente. In questo caso vale la legge di Hume-Rothery, la quale afferma che la formazione di una soluzione solida sostituzionale è favorita quando i diametri atomici differiscono per meno del 15%. Se la differenza è maggiore, la solubilità crolla sotto l’1%.
• Soluzione solida interstiziale, quando soluto e solvente hanno atomi di dimensioni molto diverse, come Fe-C. In tal caso gli atomi di soluto possono solo occupare le posizioni interstiziali del solvente; C, N, O, H e B sono tipici interstiziali nei metalli, soprattutto nel ferro.

È un metodo di rafforzamento tra i meno efficaci e conferisce alla lega nuove proprietà, per cui devono essere attentamente controllati. Ad esempio, acciaio+Mn sposta verso il basso la T di trazione vetrosa; Al+Mg aumenta effetto anticorrosivo; acciaio+P,S causano un forte innalzamento della T di transizione duttile-fragile, quindi anche se presentano il miglior effetto di rafforzamento, non possono essere utilizzati in alcune condizioni.

Si osserva un incremento di resistenza a snervamento, a trazione e compressione, e in modo esponenziale con l’aumento della percentuale atomica del soluto all’interno del solvente. La solubilità dipende fortemente dalla struttura cristallografica e dall’affinità chimica tra gli elementi. Il miglioramento delle caratteristiche meccaniche avviene principalmente poiché gli atomi di soluto distorcono elasticamente il reticolo cristallino, creando delle tensioni che interagiscono con le tensioni generate dalle dislocazioni, ostacolandone il movimento:

• I soluti sostituzionali, dando origine a deformazioni sferiche, e quindi a campi con componente idrostatica, sono capaci d'inibire il movimento solo delle dislocazioni a spigolo, le uniche che hanno componenti di stress elastico idrostatico.
• I soluti interstiziali, producendo campi elastici sia con componenti idrostatiche, sia di taglio, interagiscono con tutti i tipi di dislocazioni e quindi sono capaci di frenare il movimento di quelle a spigolo, ma anche di quelle a vite.

In ogni caso, soluto e dislocazione si accoppieranno in modo da ridurre al minimo l’energia del sistema dislocazione+soluto. Ad esempio, un atomo sostituzionale di grandi dimensioni, che genera stress idrostatici di compressione, tenderà a posizionarsi nella zona della dislocazione a spigolo con semipiano mancante, che presenta stress di trazione.

L’incremento della tensione di taglio necessaria a far muovere una dislocazione è dato dalla relazione: l’aumento dell’energia necessaria per provocare il moto delle dislocazioni è dovuto al formarsi, in presenza di atomi di soluto, delle atmosfere di Cottrell, vincolandone i movimenti e aumentando quindi l’energia richiesta affinché le dislocazione riescano a disancorarsi innanzitutto dagli atomi di soluto e poi a muoversi. Quando quest’energia viene fornita, le dislocazioni riescono a svincolarsi dalle atmosfere e si muovono con energie richieste di molto inferiori, causando uno sgancio di pacchetti di dislocazioni (bande di Luders) e generando strisce profondamente deformate. Per evitare le bande di Luders si usano gli skin pass (leggera laminazione a freddo per superare le atmosfere ed evitare le bande); il loro effetto però svanisce col tempo.

Per quanto riguarda il rafforzamento per soluzione solida, l’elemento che viene principalmente impiegato è l’Al. Esso rafforza per soluzione solida dopo una lunga ricottura che fa sciogliere i precipitati β nella matrice e conferisce buona resistenza nel complesso per temperature inferiori a 120°. Le caratteristiche meccaniche sono eccellenti e vengono mantenute per lunghi tempi di esercizio: elevata resistenza a caldo, elevata resistenza a creep e corrosione.

Rafforzamento per incrudimento

È ben noto che le proprietà di metalli e leghe possono essere alterate da deformazione plastica a freddo, cioè applicata a temperature molto più basse del punto di fusione del materiale. Ovviamente, ciò dipende dal sistema metallico: le leghe ferrose e di alluminio si deformano a freddo a temperatura ambiente, W e Mo sono considerati deformati a freddo fino a 500°C, il Pb va deformato sotto zero. Una regola empirica molto approssimativa definisce come limite della deformazione a freddo la temperatura pari a metà di quella di fusione espressa in gradi Kelvin.

Con la deformazione a freddo migliorano le proprietà resistenziali come limite elastico (R_0,2), resistenza a trazione (R_H) e durezza (H), mentre la capacità generale di sopportare deformazioni plastiche (allungamento, strizione, tenacità) senza rotture decresce. Un caso è quello dei fili in acciaio eutettoidico per calcestruzzo armato precompresso; trafilando a freddo si possono raggiungere resistenze a trazione dell'ordine dei 1800 MPa, oppure la fabbricazione di fili per molle elicoidali (1200-3200 MPa). Oppure se si vogliono rafforzare leghe che non possono essere migliorate con trattamenti termici, come le leghe di Al delle serie 3xxx (leghe Al-Mn) e 5xxx (leghe Al-Mg).

Una conseguenza importante è che la deformazione spinta provoca un allungamento dei grani cristallini nella direzione della deformazione principale: nascono così tessiture morfologiche e anche cristallografiche, dove i vari grani orientano alcuni dei loro piani cristallini secondo angoli caratteristici rispetto alla direzione di deformazione principale. I manufatti risultano quindi anisotropi.

L'incrudimento è attribuito all'interazione delle dislocazioni fra loro o con altri ostacoli durante il loro moto nel reticolo cristallino. La molteplicità dei sistemi di scorrimento nei metalli e il fatto che le leghe per le applicazioni dell'ingegneria siano quasi solo policristalline, fa sì che i sistemi di scorrimento ben presto interferiscano fra loro e così lo scorrimento delle dislocazioni sia ostacolato.

Restringendo l'analisi al solo ostacolo mutuo fra le dislocazioni, la deformazione plastica che produce incrudimento a temperature sufficientemente basse è chiamata deformazione a freddo, in inglese, “cold work”. La maggior parte dell'energia consumata per effettuare la deformazione va dissipata in calore. Solo una parte modesta, variabile fra il 5 e il 10% è trattenuta dal metallo come energia di deformazione ed è spesa per creare difetti all'interno del reticolo cristallino.

L'applicazione di stress crescenti attiva le sorgenti di dislocazioni come quella di Frank-Read, quindi si assiste ad un progressivo incremento della densità di tali difetti reticolari. Tuttavia, la loro moltiplicazione ha come effetto che la loro interazione (che comporta la sovrapposizione dei loro campi elastici), via via più intensa, generi delle forze fra loro che ne accentuano sempre di più la difficoltà di movimento. Ciò richiede sforzi applicati sempre crescenti ed è questo in sostanza l'incrudimento. Si passa da una densità di dislocazioni dell'ordine di 10⁴-10⁶ mm^-2 tipiche del metallo ricotto, fino a 10¹⁰ mm^-2 per uno pesantemente deformato.

Una prima implicazione dell'accumulo di energia interna è che questa si rende disponibile a facilitare i processi fisico-chimici, per i quali si abbassa l'energia di attivazione, e che quindi avvengono più facilmente. Un aspetto è infatti l'aumento di reattività del metallo: in generale si registra una decrescita della sua resistenza alla corrosione. In molti casi, se il metallo è stato fortemente incrudito e possiede ora un'elevata resistenza meccanica, si rileva una suscettibilità alla corrosione sotto sforzo (stress corrosion cracking).

Durante l'incrudimento lo stress di flusso plastico σ può essere considerato come somma di:

• Stress necessario a rendere operative le sorgenti di dislocazioni
• Stress necessario a muovere i difetti già presenti assieme a quelli man mano generati, superando i seguenti ostacoli:
  • L'impilamento delle dislocazioni contro qualche ostacolo come i bordi di grano, che fanno nascere dei “back stress” a lungo raggio
  • La foresta di dislocazioni, che ha densità via via crescente: si formano dei densi grovigli (dislocation tangles) nei quali i campi elastici di ogni difetto influenzano mutuamente quelli vicini
  • La formazione di jogs che, segmentando le dislocazioni, ne diminuiscono la mobilità

Un'osservazione sperimentale importante è che, spingendo molto l'incrudimento, si può verificare inizialmente un fenomeno di organizzazione delle dislocazioni in una distribuzione cellulare. Successivamente può avvenire un fenomeno di “work softening”, cioè le dislocazioni fin’ora accumulate cominciano ad avere una mobilità che prima non avevano: “cross slip”, cioè scorrimento deviato anche per le dislocazioni a spigolo, e “climb”, cioè movimenti perpendicolari al piano di scorrimento. In tal modo l'incrudimento comincia a perdere d'intensità. Tali grovigli vengono successivamente ridotti tramite trattamenti termici come la ricottura in modo da rilasciare parte dello stress accumulato.

La tensione di taglio τ risolta nel sistema di scorrimento necessaria per far muovere le dislocazioni è la somma di due contributi:

• La resistenza intrinseca del reticolo come se questo opponesse attrito, perciò chiamata friction stress di Peierls e Nabarro τ₀
• Il contributo legato alla densità delle dislocazioni ρ. Essa vale circa 10³ per metalli solidificati lentamente, da 10⁹ a 10¹⁰ per metalli incruditi e 10⁵-10⁶ per metalli temprati.

Detti G il modulo di elasticità tangenziale, b il modulo del vettore di Burgers, α una costante dell'ordine di 0,5.

Rafforzamento per precipitazione

Il rafforzamento per precipitazione avviene quando si inseriscono elementi in lega oltre il loro limite di solubilità, la formazione di precipitati ostacola il moto delle dislocazioni, provocando un’elevata resistenza meccanica. I materiali con questo tipo di rafforzamento possono subire deformazione plastica, lavorazioni per asportazione di truciolo e sono facili da reperire.

L’effetto del rafforzamento per precipitazione dipende da:

• Natura della fase:
  • Fasi metalliche (coerenti e semicoerenti)
  • Fasi non metalliche (incoerenti)
• Dimensioni della fase:
  • Precipitati molto piccoli (D=10-100 nm) - taglio
  • Precipitati grandi (D=100-1000 nm) - aggiro

Esistono diversi tipi di precipitati:

• Coerenti: il piano reticolare della matrice e del precipitato è uguale, è chiamato coerente perché continuo e coerente, cioè i piani cristallini sono in linea e quindi un’ipotetica dislocazione potrebbe attraversare anche il precipitato con continuità. (Esempio Al-Cu)
• Semi-coerente: sono particelle coerenti ma troppo grandi, con distorsioni reticolari troppo grandi e non è possibile garantire la continuità in tutti i punti ma solo in alcuni, le dislocazioni possono attraversare difficilmente i precipitati.
• Incoerenti: la particella di precipitato ha un piano cristallino che può essere uguale ma orientato in modo differente e quindi i piani non sono in comunicazioni fra loro, oppure la struttura cristallografica del precipitato completamente diversa. (Esempio Fe-C)

Quando la dislocazione impatta il precipitato coerente, riesce a passarlo creando degli scalini nel precipitato detti bordi di antifase, che creano delle nuove interferenze aumentando l’energia necessaria per far muovere le dislocazioni. La dislocazione cioè taglia il precipitato. La tensione critica per il taglio dei precipitati è definita dall’equazione di Friedel.

Se invece le particelle sono incoerenti o indeformabili allora le dislocazioni sono costrette ad aggirarle secondo lo schema di Orowan. La dislocazione si piega curvandosi attorno alla particella per poi ricomporsi al di là della particella dopo aver lasciato attorno ad essa un anello di dislocazione che ostacolerà il passaggio della dislocazione successiva. Definiamo la τ critica per l’aggiramento dei precipitati con l’equazione di Orowan.

Condizioni necessarie ma non sempre sufficienti per questo tipo di rafforzamento è che la solubilità della seconda fase nel metallo solvente sia alta ad alte temperature (tipicamente all’eutettico) e tendente a zero a temperatura ambiente.

Devo anche avere delle fasi semicoerenti metastabili. Esempio: Al-Mg non si può rafforzare per precipitazione, non ci sono fasi metastabili interne mentre il Si rafforza invece per precipitazione le leghe Al: 2xxx (Al-Cu), 6xxx (Al-Mg-Si), 7xxx (Al-Zn), 8xxx (Al-…).

Rafforzamento per trasformazione martensitica

La trasformazione da austenite a martensite avviene tramite riorientamento del reticolo cristallino a seguito di spostamenti inferiori ad un’unità reticolare; la struttura martensitica può essere ottenuta con un rapido raffreddamento dalle alte temperature. Questo tipo di rafforzamento è l’unico metodo che non prevede diffusione.

È diffusa in molti sistemi metallici ad esempio nelle leghe Fe-Ni e Fe-C, nelle leghe dette a memoria di forma cioè Ni-Al, Ni-Ti, Cu-Zn-Al e Ni-Ti-Fe. Nei sistemi Fe-C l’effetto della martensite è molto pronunciato, in questi la martensite non è una fase di equilibrio e la trasformazione è da austenite, fase metastabile CFC, a martensite tetragonale a corpo centrato. Molto diversa dalla martensite formatasi nelle leghe a memoria di forma la quale è stabile e reversibile cioè se riscaldata ritorna ad essere austenite.

La trasformazione martensitica è istantanea, ha per cui un’energia di attivazione circa nulla, e, non essendoci diffusione, essa è indipendente dal tempo. La velocità di nucleazione della martensite è circa 10^-6 s mentre la velocità del piano d’abito, cioè dell’interfaccia austenite/martensite, è circa 10³ s. La percentuale di martensite formatasi durante la trasformazione, invece, dipende dalla temperatura secondo l’equazione di Koistinen e Marburger: fv= 1-e^(b*(ms-t)) con fv frazione in volume di martensite, b è una costante, Ms è la temperatura di inizio trasformazione martensitica e t la temperatura di fine trasformazione. Generalmente, è accompagnata da un aumento di volume essendo che l’austenite è una fase più densa, la fase madre si deforma plasticamente durante la trasformazione e ciò implica che l’applicazione combinata di ulteriori stress dà origine alla nucleazione della martensite ad una temperatura Md>Ms.

La crescita di martensite, ed in generale la crescita nelle trasformazioni senza diffusione, può avvenire anche per stress fisico molto intenso ed è originato da due possibili meccanismi: movimento di dislocazioni o geminazione. Durante la trasformazione gli atomi subiscono sia uno scorrimento di taglio parallelo al piano d’abito sia un movimento normale al piano con la nascita di stress a trazione/compressione: la somma dei due effetti dà origine ad una particolare deformazione chiamata deformazione piana invariante (IPS).

Ne consegue che vi siano due configurazioni morfologiche possibili della martensite:

• Lath martensite. È generalmente presente in acciai al carbonio o debolmente legati con una percentuale di carbonio di 0,5% ed è caratterizzata da una densità elevata delle dislocazioni, 10⁹-10¹⁰ mm^-2. Dal punto di vista morfologico risulta formata da piccole placche stratificate, si individuano dei pacchetti separati dai bordi di grano al cui interno troviamo blocchi e sotto blocchi fino a giungere al lath elementare.
• Plate martensite. Presente in acciai con C>=1% presenta dei grani finemente germinati dell’ordine di 10-100 nm i quali, a coppie, costituiscono le placche di martensite; tale disposizione si può ritrovare anche nel caso di leghe a basso tenore di C ma fortemente legate, come nel caso delle leghe Fe-Ni con Ni al 30%. Durante la geminazione si crea un reticolo gemello e gli atomi si muovono sincronicamente, ma le placche sui due piani crescono in maniera indipendente l’una dall’altra. I bordi dei geminati ostacolano il movimento delle dislocazioni per cui ve ne saranno meno rispetto al caso precedente.

Presenta il fenomeno della detonazione, cioè la nucleazione delle placche genera una concentrazione di stress sul bordo di grano così come l’incontro tra placche diversamente orientate. La geminazione diventa progressivamente più difficile all’aumentare di C%, generando austenite residua. Se la percentuale di carbonio è intermedia vi può essere la coesistenza delle due tipologie di martensite; la prevalenza di una sull’altra dipende dal carbonio, dagli elementi in lega e dai valori di stress reticolare T _germinazione e CRSS_y.