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Metallurgia - Prima Parte

Cenni ai reticoli cristallini metallici, metalli policristallini. Difetti di punto: vacanze reticolari, atomi interstiziali e sostituzionali, formazione di soluzioni solide. Difetti di linea: dislocazioni, interazioni tra disolcazioni, campi di tensione e formazione di sottostrutture. Difetti di superficie: bordi di grano, leggi di crescita del grano cristallino. Diffusione nei metalli: leggi di Fick,... Vedi di più

Esame di Metallurgia docente Prof. M. Vedani

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ESTRATTO DOCUMENTO

[In (c) le dislocazioni si elidono al chiudersi della circonferenza: sono dello stesso tipo ma hanno verso opposto].

Le dislocazioni seguenti che passeranno su queste particelle incoerenti si muoveranno con una difficoltà ancora

maggiore.

L’informazione che deriva da ciò era stata precedentemente evidenziata: le dislocazioni si spostano difficilmente

(deformazione plastica) incontrando fasi diverse. 2

Esempio: alluminio puro ha una resistenza a trazione di circa 50 N/mm , sfruttando invece questo sistema (fasi

differenti nel reticolo) si ottengono valori di 500-600 volte più alti della matrice pura.

23/03/2015

7. RICHIAMI SUI DIAGRAMMI DI FASE E STATO

Diagrammi di fase all’equilibrio: informazioni sulle fasi (in funzione di temperatura e pressione) e costituenti (in

quantità e composizione) esistenti all’equilibrio in un sistema chimico caratterizzato da una composizione chimica

media e da una temperatura. Possono essere binari (2 elementi), ternari, quaternari, ….

Sistema chimico: porzione di spazio racchiusa in un volume ben definito e isolata dall’ambiente esterno, identifica-

bile come un sistema chiuso che può essere omogeneo oppure eterogeneo.

Fase: porzione di un sistema chimico approssimabile come omogenea per quanto riguarda la composizione, stato

di aggregazione, struttura cristallina, caratteristiche fisiche, …

Costituente microstrutturale (struttura): porzione anche eterogenea (costituita quindi da 1, 2 o più fasi) di un si-

stema chimico, caratterizzabile ed identificabile in base alla sua struttura, ovvero al particolare aspetto visibile al

microscopio.

Varianza: (v) il numero di gradi di libertà che possono essere modificati in un sistema chimico senza modificare le

fasi presenti. v = C + m − f

i

Dove C è il numero di componenti indipendenti; m indica i fattori fisici efficienti (solo T poiché la pressione si ri-

i

tiene costante a 1 atm) ed f le fasi presenti.

Esempio di diagramma di stato (un solo elemento, H O) a sinistra, mentre a destra un diagramma di fase (due

2

elementi) tra acqua e

zucchero.

Ad esempio si può calco-

lare la varianza in tre punti di una generica curva di raffreddamento

di un monocomponente:

1) nel tratto del solo liquido si ha V=1+1-1=1;

2) nel tratto di passaggio tra liquido e solido alla temperatura di soli-

dificazione si ottiene V=1+1-2=0;

3) nel tratto del solo solido si ha V=1+1-1=1 (come per il liquido).

In quanto esiste un solo componente e la temperatura è l’unica variabile.

La varianza in una lega è invece:

1) sopra T V=2+1-1=2;

1

METALLURGIA – PRIMO PARZIALE 22 Gabriele Grezzana

2) tra T e T V=2+1-2=1;

1 2

3) sotto T V=2+1-1=2.

2

Poiché sono presenti sempre due componenti e la temperatura è l’unica variabile.

REGOLA DELLE FASI, CALCOLO COMPOSIZIONI E QUANTITÀ

Lo stato di equilibrio di un sistema chimico eterogeneo può essere previsto teoricamente applicando la regola

delle fasi dedotta da Gibbs. Lo stato di equilibrio di un sistema è definito per mezzo di un certo numero di varia-

bili o parametri di stato, che sono la temperatura T, la pressione p, le concentrazioni C delle singole specie chimi-

che componenti il sistema. Nell’immagine a sinistra si ha una rap-

presentazione del caso di completa mi-

scibilità, tra rame e nichel.

Quella a destra è un ingrandimento: si

studia l’evoluzione della microstruttura

durante la solidificazione di equilibrio di

una lega con 35% in peso di Ni e 65%

di Cu.

REGOLA DELLA LEVA

La regola della leva è una regola che permette di calcolare le frazioni in massa in una qualsiasi regione bifasica di

un diagramma di fase.

Definiamo w e w rispettivamente le frazioni che esprimono la massa relativa della fase liquida e fase solida nella

1 2

soluzione totale (soluzione che è formata dall'insieme della fase liquida e solida). Quindi:

m m

L S

w = e w =

L S

m + m m + m

L S L S

ovviamente deve essere sempre verificata la seguente relazione w +w =1.

L S

Definiamo w come la frazione della fase liquida di un dato elemento nella fase liquida totale. Analogamente w

L S

rappresenta la frazione in massa della fase solida di un dato elemento nella fase

solida totale. Nel caso trattato i due elementi in analisi sono il rame (Cu) e il nichel

(Ni). Ricordando le seguenti relazioni:

Ni SNi LNi

w = w w + w w

s L

{ w + w = 1

s L

Si ottiene in maniera diretta:

Ni SNi Ni LNi

w − w BC w − w AB

w = = w = =

L S

LNi SNi SNi LNi

w − w AC w − w AC

METALLURGIA – PRIMO PARZIALE 23 Gabriele Grezzana

DIAGRAMMA Pb-Sn (PARZIALE MISCELABILITÀ)

Diagramma di equilibrio Pb-Sn con orizzontale eutettica e par-

ziale miscibilità allo stato solido delle due fasi.

In seguito si hanno le illustrazioni delle strutture risultanti da raf-

freddamento in condizioni di equilibrio per varie leghe di questo

sistema.

METALLURGIA – PRIMO PARZIALE 24 Gabriele Grezzana

schematica

Rappresentazione

della microstrutture di equilibrio, as-

sunte dalla lega piombo-stagno di

composizione eutettica C al di so-

3

pra e al di sotto della temperatura

eutettica.

schematica delle microstrutture di equilibrio, as-

Rappresentazione

sunte nel corso del raffreddamento a partire dal liquido, dalla lega

piombo-stagno di composizione C .

1 schematica

Rappresentazione

delle microstrutture di equilibrio,

assunte nel corso del raffredda-

mento a partire dal liquido, dalla

lega piombo-stagno di compo-

sizione C

2

Rappresenta-

zione schematica

delle microstrut-

ture di equilibrio

assunte nel corso

del raffredda-

mento a partire

da liquido, dalla lega piombo-stagno di composizione C 4

In un generico diagramma, tracciando delle linee orizzon-

tali, si incontrano sempre monofasi e bifasi alternate.

I diagrammi complessi contengono regioni di lettura più complicata, con varie forme di:

• orizzontali eutettiche, eutettoidiche, peritettiche, peritettoidiche;

• composti intermetallici (composizione chimica ben

definita, linee verticali) e soluzioni solide intermedie.

EUTETTICHE: (dove L è la fase liquida)

L → α + β

EUTETTOIDICHE: (dove è una fase solida)

γ → α + β γ

PERITETTICHE: α + L → β

PERITETTOIDICHE: α + γ → β

METALLURGIA – PRIMO PARZIALE 25 Gabriele Grezzana

8. DIAGRAMMA FERRO CARBONIO (Fe-C)

Prima osservazione eseguibile sul diagramma

Fe-C, grazie alle conoscenze della precedente

lezione, è la presenza di:

- una linea peritettica in alto a sinistra

(1493°C);

- una linea eutettica a metà (1147°C);

- una linea eutettoidica in basso a sinistra

(727°C).

Come precedentemente affermato, essendo

un diagramma binario le regioni a singola

fase si alternano con quelle a doppie fasi.

Il diagramma rappresenta una situazione me-

tastabile, dovuta alla presenza del Fe C (fase

3

intermetallica), il quale non è in equilibrio sta-

bile e tende a decomporre in 3Fe e C (gra-

fite).

Nonostante ciò la rappresentazione riportata è quella più impiegata poiché questa reazione di degradamento av-

viene in tempi molto lunghi.

Ha importanza per le applicazioni industriali la parte del diagramma fino al primo composto intermetallico del Fe

con il carbonio (Fe C). Si parla quindi a rigore di diagramma Fe-Fe C.

3 3

Il diagramma Fe – grafite è comunque molto simile al precedente (alcuni confini leggermente spostati più in alto e

a sinistra) ed ha poca importanza pratica.

Intervallo temperatura Fasi all’equilibrio Costituenti microstrutturali (ciò che si vede al microscopio)

fino a 912°C Fe-α (BCC) Ferrite α

912-1394°C Fe-γ (FCC) Austenite

1394-1538°C Fe-δ (BCC) Ferrite δ

oltre 1538°C liquido Liquido

fino a 1148°C Fe C Cementite primaria (carburo formato dal liquido)

3

da 1148 a 727°C Fe C Cementite secondaria (carburo formato dall’austenite)

3

sotto 727°C Fe C Cementite terziaria (carburo formato dalla ferrite)

3 Ledeburite (eutettico formato dal liquido, matrice Fe C + globuli

3

1148°C Fe-γ + Fe C

3 Fe-γ)

Ledeburite trasformata (eutettico modificato, matrice Fe C + glo-

3

727°C Fe-α + Fe C

3 buli Fe-α-Fe C)

3

727°C Fe-α + Fe C Perlite (eutettoide di composizione 0,76% in peso di C, formato

3 dall’austenite, lamelle Fe-α + Fe C)

3

Nel diagramma Fe-C viene convenzionalmente attuata una divisione in due regioni, delimitate dalla retta dal va-

lore di concentrazione 2,14; a sinistra si ha il campo degli acciai, mentre a destra quello delle ghise.

METALLURGIA – PRIMO PARZIALE 26 Gabriele Grezzana

Il ferro e presentano sostanzialmente la stessa struttura BCC, con parametri di cella differenti (quello è più elevato)

poiché essa è la forma standard.

IL CAMPO DEGLI ACCIAI

MICROSTRUTTURALI IN UN ACCIAIO A TENORE DI C MOLTO BASSO (OPPURE FE PURO)

COSTITUENTI

Il meccanismo di ricristallizzazione parte

dai bordi grano, ovvero le zone più ener-

geticamente elevate.

Grani di austenite.

γ=grani

Nella figura si ha l’aspetto della ferrite al

microscopio ottico, ed è visibile un solo

componente coincidente con una sola fase.

MICROSTRUTTURALI IN UN ACCIAIO A TENORE DI C=0,77% (EUTETTOIDICO)

COSTITUENTI Nucleo del nuovo costituente (perlite) cre-

sce in modo lamellare; un ulteriore raffred-

damento sotto la temperatura eutettica

non porta a variazioni significative nella

struttura.

La temperatura a cui avviene la trasforma-

zione è bassa, la diffusione non è suffi-

ciente perché si possano formare grani di

Fe e Fe C distinti; l’unico modo che ha il

α 3

sistema per mantenere entrambe le fasi è

quello di disporle in strati.

Un dettaglio aggiuntivo: quando la perlite

viene raffreddata fino a temperatura am-

biente, la concentrazione del carbonio

nella fase diminuisce leggermente, se-

α

guendo il confine C. Il carbonio in

α/α+Fe

3

eccesso reagisce con il ferro all’interfaccia del C, formando ulte-

α-Fe

3

riore Fe C.

3

Si hanno quindi due fasi ma un solo costituente, la perlite, a sinistra al

microscopio ottico.

METALLURGIA – PRIMO PARZIALE 27 Gabriele Grezzana

MICROSTRUTTURALI IN UN ACCIAIO IPO-EUTETTOIDICO (COMPOSIZIONE<0,77% DI C IN PESO)

COSTITUENTI

I vecchi grani di austenite si sostituiscono

con la perlite (lamellare) alla temperatura

eutettica.

A è la struttura standard per la temperatura

3

alla quale appare inizialmente, A è invece

α 1

standard alla temperatura eutettica.

Ipoeutettoide significa che il carbonio con-

tenuto è inferiore a quello che si ha nell’ac-

ciaio eutettoidico (0,77%). Nell’immagine al microscopio ottico sono individuabili due costituenti:

ferrite e perlite.

MICROSTRUTTURALI IN UN ACCIAIO IPER-EUTETTOIDICO (COMPOSIZIONE>0,77% DI C IN

COSTITUENTI

PESO) standard

A è la struttura alla temperatura alla

cm

quale Fe C inizia a formarsi.

3

Ipereutettoide significa che il carbonio contenuto è

superiore a quello che si ha nell’acciaio eutettoidico

(0,77%).

Aspetto della perlite + cementite II vista al microscopio ottico, dunque sono presenti due fasi e due costituenti

distinti: la cementite secondaria (indicata dalla freccia in basso) è presente tra i vari grani di perlite (freccia in alto).

METALLURGIA – PRIMO PARZIALE 28 Gabriele Grezzana

IL CAMPO DELLE GHISE

LEDEBURITE: grani in cui la matrice è

Fe C con la presenza di globuli di Fe γ

3

discontinui. Non si formano lamelle

perché essendo a temperatura più alta

i domini di ferrite preferiscono assu-

mere una forma meno allungata per

minimizzare l’energia di interfaccia (è

comunque presente un certo grado di

ordine). IPOEUTETTICA (COMPOSIZIONE 2,14%

GHISA

Per una ghisa ipoeutettica si hanno grani di austenite (neri) e grani di ledeburite che derivano dalla solidificazione

del liquido. Si hanno quindi due costituenti e due fasi distinte nella prima immagine.

Abbassando ancora la tempera-

tura, quando si supera l’orizzontale

eutettoidica, tutto ciò che era si

γ

trasforma in struttura lamellare al-

ternata C (immagine di de-

α+Fe

3

stra); la ledeburite viene così chia-

mata “trasformata”.

Le zone chiare corrispondono alla

ledeburite trasformata, mentre i

domini più scuri con tratti curvilinei corrispondono alla perlite.

IPEREUTETTICA (COMPOSIZIONE 4,30%

GHISA

Quando il sistema ipereutettuco supera l’orizzontale eutettica la fase liquida si trasforma in ledeburite. A tempera-

tura ambiente, come nel caso precedente, la ledeburite diventa ledeburite trasformata (non è corretto dire grani

di perlite in Fe C).

3

La ledeburite deriva dalla solidifi-

cazione (a 1147 °C) di un partico-

lare tipo di ghisa fusa, la miscela

eutettica contenente il 4,3% di car-

bonio disciolto nel ferro.

Al di sopra di 727 °C, fino a 1148

°C, la ledeburite è una miscela di

cementite e austenite. La morfolo-

gia si presenta come una matrice metallica di fase gamma all'interno del quale trovano posto dei globuli di fase

Fe C. Sotto i 727 °C, in condizioni di equilibrio (raffreddamento lento), è for-

3

mata da cementite e perlite e viene chiamata ledeburite trasformata.

La cementite (Fe C a sé stante) si divide in:

3

- PRIMARIA, si forma dal liquido (T>1148°C) nelle ghise ipereutettiche, ha la

forma di aghi allungati;

- SECONDARIA, si forma dall’austenite negli acciai ipereutettoidici (T<727°C);

METALLURGIA – PRIMO PARZIALE 29 Gabriele Grezzana

- TERZIARIA, si forma nella ferrite negli acciai ipoeutettoidici, in quantità molto basse, (T<727°C).

γ

La cementite non cambia forma dopo essersi generata, in base alla temperatura e alla concentrazione a cui si

forma avrà una struttura differente.

30/03/2015

9. DIAGRAMMI DI STATO TERNARI Per riuscire a descrivere leghe semplici, formate da due ele-

menti A e B, risulta sufficiente utilizzare un grafico bidimen-

sionale, che possiede le variabili concentrazione di A (e

quindi di B dato che A+B=1) e temperatura.

La pressione, non influenzando significativamente gli equili-

bri tra le fasi per piccole variazioni, è ritenuta fissa ad 1 atm.

Le leghe più comuni sono però composte da più di due ele-

menti; ampliando lo studio si possono approcciare i dia-

grammi ternari, rappresentabili in tre dimensioni.

Essi vengono genericamente riportati come prismi a base

triangolare, dove questa riporta la variabile concentrazione

delle tre specie presenti, mentre l’altezza rappresenta la temperatura.

Come nel caso di diagrammi binari, anche in quelli ternari, in base a T e C%, alcune fasi sono più stabili di altre:

saranno proprio queste a presentarsi in una condizione di equilibrio.

METALLURGIA – PRIMO PARZIALE 30 Gabriele Grezzana

Sfortunatamente, quando si hanno più di tre componenti, ci si affida a pro-

software

grammi di calcolo ( ) poiché una rappresentazione esaustiva della

lega sarebbe impossibile in uno spazio tridimensionale.

Nel triangolo equilatero in figura il sistema di coordinate è così strutturato:

- ai vertici sono presenti i componenti puri;

- tracciando dei segmenti equidistanziati tra loro e paralleli ad un lato oppo-

sto al vertice di un elemento si ottiene la percentuale di presenza di questo

nella lega; allontanandosi da un vertice decresce la percentuale della specie

relativa a quel vertice;

- sui lati del triangolo si trovano le tre leghe binarie corrispondenti agli ele-

menti presenti sui due vertici che il lato collega.

Tracciando un punto all’interno della superficie si ottiene una lega che ha una composizione determinata, ricava-

bile tracciando linee parallele ai tre assi di riferimento e leggendo i valori di intersezione con i lati.

Banalmente, una volta che si conoscono le concentrazioni di due specie, la terza è direttamente esplicitata dalla

formula Z=1-X-Y.

Complessivamente, come riportato nella prima figura di questo capitolo, il diagramma ternario sembra una “sca-

tola” nello spazio, dove le tre facce laterali sono i diagrammi binari, posizionati in verticale (coerentemente con la

temperatura), delle due specie ai vertici. solidus

All’interno di questa scatola si hanno casi intermedi tra i tre diagrammi di stato alle “pareti”: le linee di e

liquidus diventano superfici orizzontali che collegano i diagrammi binari; ciò che si ottiene sono delle lenti tridi-

mensionali (e non più bidimensionali) dove fase liquida e solida possono coesistere.

Nei casi più semplici può anche presentarsi un’unica fase solida di equilibrio per ogni combinazione di composi-

zioni.

Per studiare le leghe ternarie più complesse è utile fissare la percentuale di uno dei tre componenti, in modo da

avere leghe pseudobinarie, rappresentabili nelle due dimensioni. Questo è ottenibile eseguendo delle sezioni ver-

ticali nel grafico, partendo dal segmento nella base che riporta la X% desiderata.

Logicamente non è detto che la zona interna nel diagramma ternario sia sempre una media pesata dei tre dia-

grammi secondari, essa può assumere forme e presentare fasi non prevedibili dal solo studio delle sottoleghe.

Queste eventualità sono visualizzabili tramite sezioni orizzontali del grafico: esse sono dette sezioni isotereme poi-

ché permettono di vedere, al variare delle concentrazioni, le fasi

di equilibrio ad una certa temperatura.

Combinando lo studio di sezioni verticali (X% di un componente

fissata) con quello delle sezioni orizzontali (T definita), ovvero

estraendo informazioni attraverso profili definiti da linee di livello

fissando la T o la X%, si estraggono le informazioni relative alle

superfici interne al grafico, che delimitano le varie fasi.

Una versione dei diagrammi ternari più semplici è ottenibile in

due dimensioni (figura): similmente a quanto fatto per le car-

tine geografiche, vengono sovrapposte le curve che delimitano le

fasi di equilibrio ad intervalli regolari di temperatura. In questo

modo è possibile osservare l’andamento delle fasi al variare di T

e avere una rappresentazione più chiara e leggibile della lega.

METALLURGIA – PRIMO PARZIALE 31 Gabriele Grezzana

Nei casi più complessi

(figure), dove il numero

delle fasi è elevato e una

sovrapposizione delle linee

di livello creerebbe molta

confusione, si usa riportare

le sezioni isoterme separate: a seconda della temperatura di inte-

resse si avrà un diagramma della lega differente.

[Gli acciai inossidabili vengono ottenuti tramite leghe di ferro,

cromo e nichel (Fe-Cr-Ni)].

01/04/2015 temperature time trasformation continuous cooling trasformation

10. CURVE TTT ( ) E CTT ( )

CURVE DI TRASFORMAZIONE DELL’AUSTENITE E INTRODUZIONE AI TRATTAMENTI TERMICI

Definizione dei punti critici: A , A , A , A :

1 3 4 CM

• A di eutettoide (727°C), in cui l’auste-

temperatura

1

nite si trasforma in perlite, indipendentemente dalla co-

stituzione;

• A alla quale l’austenite diventa ferrite,

temperatura

3

il punto critico è valido solo per acciai ipoeutettoidici;

• A a cui si ottiene l’austenite a partire

temperatura

4

dalla ferrite δ;

• A temperatura in cui l’austenite si smiscela in au-

CM

stenite e cementite.

Il diagramma di fase Fe-C per ottenere leghe commer-

ciali è differente da quello riportato e studiato il questo

corso. Questo è dovuto alla complessità e alla vastità

delle miscele ottenibili aggiungendo elementi alliganti,

che permettono di modificare le zone di stabilità delle fasi nel diagramma:

AUSTENITIZZANTI, come Zn, Cu, Ni, Co, N, Mn, che aumentano la zona di stabilità dell’austenite;

FERRITIZZANTI, come Al, V, Mb, Zn, Cr, che riducono il campo di esistenza dell’austenite a favore di quello della

ferrite.

Esempio per un acciaio ipoeutettoidico raffreddato dalla fase a

γ

velocità progressivamente crescenti con la comparsa di nuovi co-

stituenti di non-equilibrio (grafico):

- perlite grossolana;

- perlite fine;

- bainite (prima bainite superiore e poi bainite inferiore);

- martensite.

COSTRUZIONE GRAFICA DI UN DIAGRAMMA DI TRASFORMAZIONE ISOTERMA DELL’AUSTENITE PER UN ACCIAIO

EUTETTOIDICO: CURVE TTT O CURVE DI BAIN

Le curve di Bain, sono dei diagrammi sperimentali che permettono di identificare le strutture ottenute al termine

di un determinato processo di raffreddamento.

METALLURGIA – PRIMO PARZIALE 32 Gabriele Grezzana

Si procede a studiare la trasformazione dell’austenite in perlite a diverse velo-

cità di sottoraffreddamento utilizzando alcuni provini di un acciaio eutettoide

(C 0,77%) portato da una temperatura superiore ai 723 °C a temperature di-

verse, come 710 °C, 700, 680, ecc. La trasformazione avviene, perciò, con un

grado di sottoraffreddamento via via crescente. Questo grado di sottoraffred-

damento fa sì che la reazione diventi via via più veloce, almeno fino a 550-

500 °C (sotto queste temperature vengono, infatti, ostacolati i moti diffusivi).

Riportando in grafico i tempi di inizio e fine trasformazione in funzione della

temperatura alla quale essa avviene, si ottengono le curve di Bain, con in or-

dinate la T e in ascisse il logaritmo

del tempo. Come si nota dal grafico

a destra, sopra 723 °C è stabile

l’austenite.

Sotto, fino alla curva di inizio tra-

sformazione si ha austenite metastabile. Tra le due curve austenite in

trasformazione, cioè austenite + perlite. Sotto la seconda curva perlite.

Sotto i 300 °C, però, la diffusione risulta così ostacolata che l’austenite

non riesce più a espellere il carbonio che rimane intrappolato nel reti-

colo. Si avrà sempre una trasformazione in ferrite (CCC), ma essa con-

tiene un eccesso di carbonio (0,81%, mentre la solubilità è inferiore allo

0,025%) che distorce il reticolo, passando a una struttura a cella ele-

mentare tetragonale. Si ha, cioè, una soluzione solida soprassatura di

carbonio in ferro detta martensite.

α,

A temperatura ambiente sarebbe stabile la struttura perlitica, un miscu-

glio di ferro alfa e cementite (Fe C); il raffreddamento troppo rapido,

3

però, fa sì che la massa metallica "non riesca" ad arrangiarsi nella strut-

tura stabile non tensionata ferritica, ma andando a ricalcare quella austenitica è altamente tensionata.

Le sue notevoli deformazioni reticolari, che ostacolano il movimento delle dislocazioni, sono la causa prima

dell'indurimento.

Nel complesso, facendo avvenire la trasformazione ad alta temperatura la nucleazione risulta abbastanza scarsa e

si ottiene una perlite grossolana. A temperatura minore, invece, avendo sottoraffreddamenti maggiori, si ha mag-

giore nucleazione e minore crescita, il che comporta una perlite via via più fine. Addirittura era impossibile distin-

guere tipi di perlite così ottenuti con il microscopio ottico che, a fine 1800, tali strutture furono battezzati con

nomi diversi: sorbite (che si forma tra 650 e 550 °C), troostite (tra 550 e 400), bainite (tra 400 e 300). Essi, però,

non sono altro che perlite a grana cristallina via via più fine, come confermato dai microscopi elettronici. (Al di

sotto dei 300 °C, ricordiamo, si forma martensite con una struttura aghiforme o lamellare).

L’andamento delle curve di Bain dipende dalla cinetica della trasformazione che avviene a quella velocità di raf-

freddamento. Attraverso questi trattamenti termici fondamentali è possibile ottenere materiali differenti con di-

verse proporzioni delle fasi costituenti, pur avendo la stessa composizione chimica.

METALLURGIA – PRIMO PARZIALE 33 Gabriele Grezzana

[Curve di trasformazione isoterma dell’au-

stenite per acciai ipo- (a sinistra) ed ipe-

reutettoidici (a destra) in relazione alla po-

sizione della lega sul diagramma Fe-C].

Caso ipoeutettoidico (a): le curve interse-

cano i due punti critici A e A , essi divi-

1 3

dono le isoterme in zona di esistenza di

austenite + ferrite e zona di esistenza di

ferrite + cementite. Caso ipereutettoidico (b): una curva

si sdoppia e in una zona ve ne sono

presenti tre. conti-

CURVA DI TRASFORMAZIONE ANISOTERMA DELL’AUSTENITE PER UN ACCIAIO EUTETTOIDICO: CURVE CCT (

nuous cooling transformation )

Molti dei trattamenti termici di uso comune non prevedono mantenimenti isotermici ma raffreddamenti continui.

Le curve CCT (rappresentate in un diagramma T - log t) sono ottenute segnando su un fascio di traiettorie di raf-

freddamento i punti di inizio e fine trasformazione dell’au-

stenite (in figura in basso il caso eutettoidico) e risultano

spostate in basso e a destra rispetto alle rispettive curve TTT

per uno stesso acciaio.

Nelle curve CCT sono indicate le temperature M e M di se-

s f

guito definite: Start

- M : Martensite , temperatura alla quale inizia la forma-

s

zione di martensite nel corso del raffreddamento;

Finish

- M : Martensite , temperatura alla quale ha termine la

f

formazione di martensite nel corso del raffreddamento

08/04/2015

11. MICROSTRUTTURE DI EQUILIBRIO E DI NON-EQUILIBRIO NEGLI ACCIAI

() Ferrite soluzione solida omogenea di ferro con atomi di carbonio nelle


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DESCRIZIONE APPUNTO

Cenni ai reticoli cristallini metallici, metalli policristallini. Difetti di punto: vacanze reticolari, atomi interstiziali e sostituzionali, formazione di soluzioni solide. Difetti di linea: dislocazioni, interazioni tra disolcazioni, campi di tensione e formazione di sottostrutture. Difetti di superficie: bordi di grano, leggi di crescita del grano cristallino. Diffusione nei metalli: leggi di Fick, meccanismi di diffusione, esempi applicativi. Applicazioni dei diagrammi di stato alle leghe metalliche: fondamenti sui diagrammi di stato, esempi di interpretazione di diagrammi complessi, diagrammi ternari, diagramma Fe-C. Trattamenti termici: trasformazioni di fase, curve TTT e CCT per la trasformazone dell'austenite negli acciai, trattamenti termici di interesse applicativo, strutture di non equilibrio negli acciai. Prove meccaniche e resistenza dei materiali: trazione, durezza, resilienza. Fragilita e tenacita, fatica. Cenni alle principali tecnologie di produzione e trasformazione dei metalli. Metallurgia e comportamento delle principali classi di acciai e delle ghise. Cenni alla metallurgia e comportamento delle principali leghe non ferrose


DETTAGLI
Esame: Metallurgia
Corso di laurea: Corso di laurea in ingegneria dei materiali e delle nanotecnologie
SSD:
A.A.: 2016-2017

I contenuti di questa pagina costituiscono rielaborazioni personali del Publisher Toohips di informazioni apprese con la frequenza delle lezioni di Metallurgia e studio autonomo di eventuali libri di riferimento in preparazione dell'esame finale o della tesi. Non devono intendersi come materiale ufficiale dell'università Politecnico di Milano - Polimi o del prof Vedani Maurizio.

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