INFLUENZA DEGLI ELEMENTI DI LEGA DEGLI ACCIAI SULLE TRASFORMAZIONI ALLOTROPICHE Introduzione L aggiunta di un elemento di lega ad un metallo, avente diverse varietà allotropiche, può modificare sostanzialmente le modalità di trasformazione da una varietà all altra. Le principali modifiche che intervengono sono nell ordine le seguenti: a) la temperatura di trasformazione è abbassata o innalzata; b) la trasformazione avviene in un determinato intervallo di temperatura la cui ampiezza dipende dal tenore dell elemento aggiunto; c) la velocità di trasformazione è minore. 1
Si consideri, a titolo di esempio, un caso ipotetico molto semplice, come quello illustrato in figura. Si supponga cioè di aggiungere ad un metallo A, che possiede la trasformazione allotropica β in corrispondenza alla temperatura T 0, un metallo B supposto solubile nelle due fasi e β, almeno in un determinato intervallo di concentrazioni. Prendiamo ora la lega di composizione C 1, costituita ad alta temperatura dalla sola fase omogenea β nel punto S 1. Nel corso del suo raffreddamento alla temperatura T 1, compaiono dei cristalli di fase, la cui composizione chimica, pari a quella del punto Q 1, è più ricca in A della fase da cui si forma. Questi cristalli si accrescono nella matrice, arricchendosi via via in B al diminuire della temperatura. Finalmente alla temperatura T 2 la lega è costituita da soli cristalli (di composizione chimica corrispondente a quella della lega di partenza) pure omogenei se la diffusione allo stato solido ha potuto efficacemente operare nelle due fasi. Da quanto detto, risulta pertanto evidente che in una lega binaria non si può parlare di temperatura di transizione, ma più precisamente di intervallo di transizione. Nel caso particolare, le temperature di inizio trasformazione T 1 e di fine transizione T 2, sono minori di quella T 0 propria del metallo puro. Entrambe possono anche essere superiori a T 0, quello che non si verifica mai è la loro coincidenza con T 0. Figura- Effetto di un elemento di lega B sulla trasformazione allotropica del metallo A. 2
Per ragioni di comodità, nel seguito si parlerà per le leghe di temperatura di transizione sottintendendo però trattarsi più esattamente di un intervallo di transizione. Risulta inoltre che in una lega, contrariamente a quanto succede nei metalli puri, la trasformazione di una fase in un altra comporta un trasporto di materia mediante diffusione allo stato solido a distanze nettamente superiori a quelle interatomiche. Essendo peraltro il processo diffusivo nello stato solido piuttosto lento si ha, a parità di temperatura, un notevole rallentamento della velocità di trasformazione delle leghe rispetto a quella dei metalli puri. Va sottolineato infine che, l elemento di lega esercita una influenza praticamente significativa sulla trasformazione allotropica se esso è abbastanza solubile almeno in una delle due varietà e che, fra gli elementi di lega capaci di spostare la temperatura di trasformazione, sono da considerarsi, oltre che i metalli, anche elementi non metallici come idrogeno, ossigeno, carbonio, azoto. 3
Influenza dei principali elementi di lega degli acciai sulle trasformazioni allotropiche del ferro L influenza degli elementi di lega sulle trasformazioni allotropiche (punti A 3 e A 4 ) è stata particolarmente studiata nel caso del ferro a ragione della importanza tecnologica. Il campo di stabilità della soluzione solida del ferro γ si estende tra le due temperature A 3 e A 4 e pertanto è limitato ad alta temperatura dal campo di esistenza della fase e a bassa da quello della fase. E invalso l uso di classificare gli elementi di lega in due categorie a secondo che allarghino il campo di esistenza della soluzione solida γ o al contrario lo restringano. 4
Elementi che allargano il campo di esistenza della soluzione solida γ Gli elementi che allargano il campo di esistenza della soluzione solida γ si possono a loro volta suddividere in: a) elementi che allargano il campo di esistenza della soluzione solida γ con campo completamente aperto. Così, per un certo tenore dell elemento aggiunto l austenite risulta stabile a temperatura ambiente (Figura). Danno questo diagramma elementi metallici come il nichel (a reticolo c.f.c.), il manganese (a reticolo cubico complesso) o il cobalto (a reticolo esagonale compatto) che formano soluzioni solide sostituzionali col ferro γ; Diagramma di stato schematico tipico del ferro con elemento capace di allargare illimitatamente il campo γ (campo completamente aperto) (Ni, Mn, CO, RU, Rh, Pd, As, Ir, Pt). 5
b) elementi che allargano il campo di esistenza della soluzione solida γ, ma con campo γ limitatamente aperto (Fig. 3). La chiusura del campo γ si manifesta a causa di una limitata solubilità dell elemento aggiunto nel ferro γ stesso. Gli esempi più tipici sono quelli del carbonio e dell azoto, i cui atomi di piccole dimensioni si dispongono in posizione interstiziale nel reticolo c.f.c. del ferro γ ; altri elementi sono il rame e lo zinco. Diagramma di stato schematico tipico dei ferro con elemento capace di allargare il campo γ (campo γ limitatamente aperto) (C, N, Cu, Zn). 6
Si esamini in particolare tra gli elementi che favoriscono l allargamento del campo di esistenza della fase γ il caso del nichel. La soluzione solida del nichel nel ferro si estende senza soluzione di continuità dal ferro puro fino al nichel puro, per tutte le temperature comprese tra 911 C e 1392 C. La presenza del nichel alza la temperatura di trasformazione γ (A 4 ) nel modo illustrato in figura. A 1512 C compare una trasformazione peritettica tra la soluzione solida (al 3,4% di nichel) la soluzione solida γ (al 4,5% di nichel) ed una fase liquida (al 6,2% di nichel). Effetto del nichel sulla trasformazione allotropica γ. 7
Elementi che restringono il campo di esistenza della soluzione solida γ Gli elementi di lega che restringono il campo di esistenza della soluzione solida γ si possono suddividere a loro volta in: a) elementi la cui aggiunta restringe il campo di esistenza della soluzione solida γ con collegamento diretto del campo a quel1o (Figura). A questa categoria appartengono elementi metallici come cromo, molibdeno, tungsteno a reticolo cubico a corpo centrato; l alluminio a reticolo cubico a facce centrate ed elementi non metallici come il fosforo; Se la trasformazione γ- viene completamente soppressa, un acciaio di questa composizione solidifica assumendo subito struttura ferritica e non può essere trattato termicamente. Diagramma schematico tipico dei ferro con elemento capace di restringere il campo γ (campo γ chiuso e unione del campo con quello (Be, Al, Si, P, Ti, V, Cr, Mo, Sn, Sb, W). 8
b) elementi la cui aggiunta restringe ancora il campo di esistenza della soluzione solida γ, ma con separazione del campo da quello (Fig. 7). Il campo γ questa volta confina con diversi campi di monovarianza nei quali sono presenti altre fasi oltre ad e. A questa categoria appartengono elementi come lo zolfo e il tantalio. Diagramma schematico tipico del ferro con elemento capace di restringere il campo γ (campo γ chiuso e campo separato da quello ) ( B, S, Zr, Nb, Ce, O, Ta). 9
Degli elementi capaci di restringere il campo γ il cromo è senza dubbio il più importante per l interesse pratico delle leghe che lo contengono e pertanto esaminiamo in dettaglio il diagramma ferro- cromo. In tale diagramma riportato nella figura, si può notare come la temperatura della trasformazione γ sia regolarmente abbassata a partire dal ferro puro al crescere del tenore di cromo in lega fino a raggiungere un minimo per un valore dell 8% circa. Di qui la temperatura si innalza per congiungersi con quella della trasformazione γ, in modo da chiudere il campo γ su se stesso. Al di là del 13% di cromo pertanto la trasformazione γ non avviene più ed il campo si unisce direttamente a quello ; con ciò si riconferma la perfetta identità strutturale delle fasi e due forme allotropiche che danno origine ad un solo campo di esistenza. Anche l alluminio, in lega nel ferro, riduce considerevolmente il campo γ; ma per esso bastano tenori dell l% per chiudere il campo γ su se stesso. Lo stesso accade per il silicio ed il fosforo in tenori del 2,5% e dello 0,6% rispettivamente. Effetto del cromo sulle trasformazione γ (diagramma schematico). 10
Azione contemporanea di due elementi di lega Un problema particolarmente importante si presenta a1lorchè sono aggiunti contemporaneamente al ferro due elementi di lega esercitanti effetto opposto sullo spostamento dei punti di trasformazione. In generale, nel caso in cui tali elementi non interagiscono, la loro influenza può compensarsi almeno per tenori appropriati. Così, nel caso delle leghe ferro-cromo-carbonio, il cromo tende a restringere, il carbonio ad allargare il campo di esistenza del ferro γ. Ne consegue ad esempio che si hanno leghe con tenori di cromo maggiori del 13% (Figura) nelle quali è ancora operante la trasformazione γ, purchè sia presente carbonio in tenore opportuno. Nel diagramma di figura è poi interessante notare come la lega a 0% di cromo e 0,6% di carbonio possegga ancora un intervallo di trasformazione compreso tra 723 C e 760 C; questo si spiega facilmente se si fa riferimento al diagramma ferro-carbonio. Infine, le strutture e le proprìetà degli acciai inossidabili ferro-cromo-nichel sono dovute in gran parte ad un compromesso tra l azione del nichel stabilizzatore della struttura γ e quella del cromo stabilizzatore di quella. Effetto del carbonio sulla estensione del campo γ nelle leghe ferro-cromo (diagramma schematico). 11
Alcune conseguenze di ordine tecnico L esistenza di una trasformazione allotropica in un metallo e nelle sue leghe esercita un ruolo talora determinante sulle loro proprietà. Tale trasformazione può risultare, a seconda dei casi, favorevole o sfavorevole per le applicazioni e si deve ovviamente cercare di utilizzarla nel primo caso o di eliminarne gli inconvenienti nel secondo. Tra gli effetti favorevoli di una trasformazione allotropica ricordiamo nell ordine: Diminuzione delle dimensioni del grano Allorchè si ha una transizione di fase si osserva spesso nel materiale metallico una diminuzione delle dimensioni del grano cristallino. La nuova fase nuclea, in generale, in più punti di ogni grano della fase di partenza, cosicché ciascun vecchio grano dà origine a diversi cristalli della nuova fase. Questo risultato porta ad un miglioramento delle proprietà meccaniche del materiale. E per esempio particolarmente importante nei casi nei quali il metallo ha subito nel corso della sua lavorazione una successione di trattamenti termici e meccanici che hanno provocato in certe regioni una ricristallizzazione e crescita eccessiva dei grani. 12
Ridistribuzione delle impurità E noto che il bordo dei grani è sede di accumulo di certe impurità che spesso nuocciono alla resistenza meccanica e alla corrosione del metallo, in quanto rendono tale bordo più debole o sede di attacco preferenziale. L attraversamento di una linea di trasformazione allotropica ha frequentemente come conseguenza quella di ridistribuire le impurità del metallo nella fase che si va formando, come si mostra schematicamente nella figura. Rappresentazione schematica di come le impurità, segregate al contorno dei grani nel corso del processo di solidificazione, si ritrovano distribuite al centro dei cristalli della nuova fase quando il metallo presenta una trasformazione allotropica. 13
Fra le conseguenze dannose dell esistenza di una trasformazione allotropica si deve segnalare la brusca variazione del volume che l accompagna. Allorché infatti le due modificazioni allotropiche sono cubiche, questo inconveniente è di poca importanza, perchè da una parte le anomalie nella dilatazione o contrazione sono quasi isotrope, e dall altra, per la simmetria della struttura, sono numerosi i sistemi di scorrimento che facilitano l adattamento reciproco dei cristalli. Non è così, invece, nei metalli a reticolo a simmetria più bassa, nei quali si hanno forti anisotropie nelle variazioni delle dimensioni lineari nel corso dell attraversamento della linea di trasformazione e un numero minore di sistemi di scorrimento. E quanto accade nel caso dell uranio nell esercizio di parti di reattori nucleari sottoposte a ciclaggi termici. 14
Formazione e stabilità dei carburi Alcuni elementi formano carburi molto stabili quando sono aggiunti all'acciaio. La formazione di carburi ha in genere un effetto indurente, specialmente se i carburi degli elementi di lega sono più duri della cementite. I carburi di Cr, W, V, Mo, Ti, Nb rientrano in questa categoria. Elementi Proporzione dissolta nella ferrite Proporzione presente come carburi Presenti negli acciai anche come: Ni NiAl 3 Si - Al Nitruri Mn Inclusioni MnS Cr - W - Mo - V - Ti Nitruri Nb - Cu Sol.0.3 % max Globuli di Cu se>0.3% Pb Globuli di Pb 15
Negli acciai alto-legati e negli acciai per utensili si osservano carburi di vari tipi con le formule generali M 6 C, M 7 C 3, M 23 C 6 e MC dove M rappresenta gli atomi metallici totali (p. es. M 6 C = Fe 4 W 2 C). Altri elementi (p. es. il Mn) hanno soltanto una debole tendenza alla formazione di carburi, tuttavia contribuiscono ad aumentare la stabilità degli altri carburi presenti. Infine un altro gruppo è costituito dagli elementi grafitizzanti (principalmente Si, Ni, Al, Co): essi rendono instabile la cementite facilitandone la decomposizione in Fe metallico e C grafitico. Pertanto, se è necessario aggiungere ad un acciaio apprezzabili quantità di elementi grafitizzanti, occorre mantenere molto basso il tenore in C, oppure, se si tratta di un acciaio a medio carbonio, occorre aggiungere anche uno o più elementi formatori di carburi. Per questa ragione sono molto rari gli acciai contenenti Ni come unico elemento di lega mentre sono molto comuni gli acciai al Ni-Cr. 16
Spostamento del punto eutettoide. La figura mostra che l'aggiunta di un qualsiasi elemento di lega diminuisce la solubilità del C nell'austenite e si osserva uno spostamento della composizione dell'eutettoide verso concentrazioni di C inferiori. Un acciaio legato sarà completamente perlitico per un tenore in C < 0.77%. In particolare gli acciai basso legati contengono meno C degli acciai comuni con microstruttura e caratteristiche simili. 17
Trattamenti termici degli acciai al carbonio Per trattamenti termici si intendono le operazioni termiche cui vengono sottoposti i materiali metallici allo stato solido, allo scopo di ottenere una struttura con determinate proprietà fisicomeccaniche. Tali operazioni termiche si riducono sostanzialmente a tre: - riscaldamento del materiale; - mantenimento dello stesso ad una definita temperatura; - raffreddamento con velocità che segue leggi opportune. Esamineremo qui essenzialmente i trattamenti termici degli acciai. Si definisce trattamento termico: Operazione o successione di operazioni mediante le quali una lega o un metallo vengono assoggettati al di sotto del punto o dell intervallo di fusione, in ambiente di natura determinata, ad uno o più cicli termici, nell intento di impartire loro determinate proprietà. 18
I punti critici dipendono dalla presenza e dal tenore degli elementi di lega; inoltre, a causa di fenomeni di isteresi, le temperature dei punti critici variano se misurate durante il riscaldamento o invece durante il raffreddamento. Si è visto che, oltre al carbonio, molti elementi hanno influenza sulle modificazioni allotropiche del ferro e quindi sul valore della temperatura dei punti A 3 e A 4. In alcuni casi l aggiunta di un elemento determina un aumento del punto A 3 e una diminuzione del punto A 4 per cui, quando l elemento raggiunge una certa concentrazione limite, i due punti vengono a coincidere, delimitando un campo chiuso di esistenza della sola fase γ. La maggior parte delle leghe del ferro (in particolare quelle con Al, Si, V, Cr, Mo, W, P, ecc.) si comporta in questo modo. In altri casi si ha un influenza opposta, cioè aumentando il tenore dell elemento in lega, la temperatura del punto A 3 si abbassa e quella del punto A 4 si innalza e di conseguenza la zona di esistenza della fase si estende. A questo secondo gruppo appartengono, oltre alla lega ferro-carbonio, le leghe del ferro, con Mn, Ni, Cu, ecc. Siamo in grado di prevedere le strutture che si otterranno alle varie temperature. Raffreddando in condizioni di non equilibrio è possibile ottenere a temperatura ambiente strutture diverse da quelle sopraddette e che corrispondono, come si preciserà meglio più avanti, alle perliti fini, alle bainiti superiore ed inferiore ed alla martensite. 19
Curve di Bain o curve temperatura, tempo, trasformazione (TTT) per un acciaio di composizione eutettoidica La cinetica delle trasformazioni a temperatura costante dell austenite e le strutture così ottenute sono state studiate in maniera sistematica per la prima volta da Bain. Si consideri un acciaio al carbonio di composizione eutettoidica (C = 0,8%) per il quale i punti critici A 3 e A 1 coincidono. Si esegua su un campione di piccole dimensioni, per esempio avente la forma di una monetina, le seguenti operazioni: I) riscaldamento del campione ad una temperatura prefissata T1 superiore a 723 C per un tempo sufficiente a portare l acciaio a completa struttura austenitica (Fig. -a); Il) trasferimento praticamente istantaneo del campione in un bagno termostatico mantenuto a temperatura T2 costante e inferiore a 723 C (per esempio un bagno di sali fusi) (Fig. b); III) mantenimento del campione alla temperatura T2 per un tempo prefissato t; IV) prelievo del campione dal bagno e immediato raffreddamento a temperatura ambiente (per esempio in acqua Fig. -c) e successiva indagine strutturale per stabilire la quantità di austenite che si è trasformata. Un metodo di esame strutturale consiste nella indagine metallografica, cioè attacco e osservazione al microscopio ottico; un altro metodo più preciso del precedente, consiste nel misurare la variazione di lunghezza del campione (di forma opportuna) prodotta dalla trasformazione austenite-martensite, che avviene con aumento di volume durante il brusco raffreddamento dalla temperatura T2 a quella ambiente. 20
Rappresentazione schematica della metodologia sperimentale per realizzare la trasformazione isotermica di un acciaio eutettoidico. Ripetendo questa serie di operazioni per tempi diversi alla medesima temperatura T2 e a temperature via via decrescenti, è possibile individuare ad ogni temperatura il tempo t i di incubazione della trasformazione, cioè il tempo, in corrispondenza al quale inizia la trasformazione, e il tempo t f al quale la trasformazione si è completata. Riportando in un diagramma temperatura-tempo (i tempi sono espressi in scala logaritmica per il grande intervallo in gioco) ad ogni temperatura T2 i tempi t i e t f di inizio e fine trasformazione dell austenite, si ottengono le curve i ed f (Figura successiva), chiamate curve T.T.T. 21
Al di sotto dell orizzontale del punto A 3 (e sopra M S ) si hanno pertanto tre campi: un primo campo a sinistra, nel quale l acciaio ha ancora struttura completamente austenitica, però instabile (campo indicato con A i ); uno intermedio compreso tra le due linee i ed f, dove l acciaio ha in parte struttura austenitica ed in parte strutture in cui l austenite stessa si è trasformata; un terzo campo a destra, dove non si ha più austenite, ma solo le strutture in cui essa si è trasformata (perlite, bainite superiore e bainite inferiore). Inoltre compaiono altre due linee ad andamento orizzontale che corrispondono alla trasformazione, non più isotermica, della austenite in martensite Andamento tipico del diagramma di trasformazione di un acciaio eutettoidico al solo carbonio (zona P = trasformazione isotermica austenite-perlite; zona B = trasformazione isotermica austenite-bainite; M S = linea di inizio trasformazione auntenite-martensite; A i = campo di esistenza dell austenite instabile). 22
Questo fenomeno è completamente diverso da quello prima descritto. Infatti, se si raffredda velocemente un campione dal campo dell austenite stabile fino ad una temperatura inferiore a quella di inizio della trasformazione austenite-martensite linea M S (che nel caso descritto è a circa 200 C), per esempio a 150 C, una parte ben determinata di austenite si trasforma in martensite la cui percentuale non varia più con il tempo di mantenimento a 150 C. In qualche caso la parte rimanente di austenite si trasforma nel tempo in bainite (le linee tratteggiate B i e B f indicano rispettivamente l inizio e la fine della trasformazione). Si può anche dire che la trasformazione dell austenite in martensite procede solo quando la temperatura si abbassa tra le due linee M S e M f e la trasformazione si arresta se si interrompe il raffreddamento ad una temperatura intermedia. A stretto rigore tale trasformazione non essendo una trasformazione isoterma, non dovrebbe essere riportata sul diagramma T.T.T.; si usa tuttavia ugualmente segnare le linee M S e M f nel diagramma stesso, perché esse chiudono inferiormente il campo delle possibili trasformazioni isotermiche (ovvero il campo dell austenite instabile). 23
a) Meccanismo di nucleazione e crescita della perlite; b) andamento della velocita di nucleazione e di crescita della perlite in funzione della temperatura; c) rapresentazione grafica della trasformazione isotermica austenite-perlite. Trasformazione perlitica Nell intervallo di temperatura compreso tra la temperatura eutettoidica (= 723 C) e 500 C la trasformazione isoterma dell austenite di un acciaio di composizione eutettoidica porta alla formazione della perlite che si presenta all esame metallografico costituita da noduli ciascuno dei quali è un aggregato di laminette alternate delle due fasi stabili Fe-α (ferrite) e Fe 3 C (cementite). Al diminuire della temperatura di trasformazione, cioè fino in prossimità del naso delle curve T.TT., si ottengono delle perliti via via più fini, cioè le laminette di cementite e ferrite alternate hanno spessore decrescente con la temperatura. La trasformazione dell austenite in perlite, detta anche trasformazione perlitica, avviene secondo un meccanismo di nucleazione ed accrescimento. Il primo stadio della nucleazione consiste nella comparsa al contorno dei grani di austenite di nuclei di Fe 3 C che crescono verso l interno dei grani stessi. La concentrazione del carbonio nel ferro al contorno delle laminette di cementite nucleatesi e che si vanno accrescendo diminuisce fortemente fino ad un valore in corrispondenza al quale nuclea il Fe-α (ferrite) che cresce lungo la superficie della laminette di cementite (Fig. 3-a). Poichè la laminetta di ferrite non contiene praticamente carbonio, la sua crescita avviene con un accumulo di carbonio all interfaccia ferrite-austenite, accumulo che continua fino alla nucleazione di una nuova laminetta di cementite. Il processo si ripete per cui si forma un nodulo costituito appunto da laminette di Fe-α e di Fe 3 C alternate che assume la forma tendenzialmente sferoidale in quanto l accrescimento non avviene secondo direzioni preferenziali. 24
La velocità di nucleazione N, espressa in nuclei/mm 3.s, aumenta considerevolmente via via che la temperatura alla quale avviene la trasformazione si allontana da quella eutettoidica, in quanto, al diminuire della temperatura aumenta la forza motrice disponibile e si riduce la dimensione critica che deve raggiungere il nucleo di cementite perché si possa accrescere (Fig. b). Per questo al diminuire della temperatura alla quale avviene la trasformazione si ottengono noduli di perlite sempre più piccoli; infatti, a temperature prossime ad A 1, essendo bassa la velocità di nucleazione, si formano pochi nuclei che raggiungono grosse dimensioni (un nodulo di perlite accrescendosi interessa più grani di austenite) (Fig.-c); viceversa, a temperatura più bassa, essendo alta la velocità di nucleazione, si formano molti più nuclei che, ostacolandosi l un l altro, non possono crescere molto,(da un grano di austenite si formano molti noduli di perlite) (Fig. c). La temperatura esercita una notevole influenza sulla struttura del la perlite. Precisamente, al diminuire della temperatura di trasformazione, si ottengono perliti sempre più fini nel senso che le laminette di Fe-α e Fe 3 C diventano sempre più sottili. 25
Trasformazione bainitica Nella zona compresa fra il naso delle curve T.T.T. (circa 500 C per un acciaio eutettoidico) e la temperatura M S, la trasformazione isotermica dell austenite di un acciaio eutettoidico porta alla formazione delle bainiti che si distinguono in bainite superiore, che si forma alle temperature più alte (in prossimità del naso ) e in bainite inferiore che si forma alle più basse. Entrambe sono costituite da un aggregato di ferrite e di carburo di ferro. Al microscopio elettronico i due tipi di bainite si presentano morfologicamente diversi. La bainite superiore è costituita da aghi di ferrite che contengono aghetti più piccoli di carburo di ferro; questi ultimi sono paralleli tra di loro ed orientati nella stessa direzione degli aghetti di ferrite. La bainite inferiore è ancora costituita da aghetti di ferrite che presentano però striature trasversali di carburi inclinate di circa 55 rispetto all asse degli aghetti di ferrite stessa. Per quanto riguarda il meccanismo di nucleazione e di accrescimento delle bainiti dall austenite (Figura successiva) si ritiene che come primo stadio si formi un nucleo di ferrite in entrambe, ma, mentre in quella superiore si nucleano e si accrescono al contorno della ferrite aghetti di cementite paralleli tra loro ed equiversi con la direzione di crescita della ferrite, in quella inferiore si ha una precipitazione di carburi nella ferrite lungo la direzione disposta a circa 55 rispetto all asse principale della ferrite aghiforme (Fig. b). Il carburo della bainite superiore è cementite, cioè Fe 3 C ortorombico; quello della bainite inferiore è Fe 3 C ortorombico e Fe 2,4 C esagonale detto carburo ε. 26
Meccanismo di nucleazione e crescita della bainite superiore (a) e inferiore (b). 27
Trasformazione martensitica Al di sotto della temperatura M S non si ha più trasformazione isoterma dell austenite, ma una trasformazione che avviene in tempi molto brevi, dell ordine di 10-7 s, dell austenite in una struttura chiamata martensite. Dal punto di vista cinetico la martensite si forma soltanto durante il raffreddamento dell acciaio al di sotto della temperatura M S ; la velocità di trasformazione diventa trascurabile se il raffreddamento viene interrotto e non dipende dalla temperatura. Per quest ultimo motivo la trasformazione è definita atermica. Si completa ad una temperatura indicata con M f. Interrompendo per un certo tempo il raffreddamento ad una temperatura intermedia tra M S e M f si ha la stabilizzazione dell austenite non ancora trasformata. Riprendendo infatti il raffreddamento, la trasformazione ricomincia dopo un certo tempo e per un considerevole salto di temperatura. Talvolta si osserva, dopo tempi molto lunghi la trasformazione a temperatura costante dell austenite residua in bainite. E per questa ragione che a volte nei diagrammi T.T.T. sono disegnati i prolungamenti delle curve di Bain B i e B f al di sotto della temperatura M S. La martensite nuclea generalmente all interno e non al contorno dei grani austenitici e lungo piani cristallografici specifici della matrice austenitica. 28
La trasformazione martensitica è quindi diversa da quella perlitica e bainitica mancando di un tempo di incubazione e di un periodo di trasformazione (o potendoli considerare estremamente ridotti). Ciò comporta che la trasformazione avviene attraverso un movimento coordinato di atomi e senza processi di diffusione. Ne consegue che la composizione chimica della martensite è identica a quella dell austenite da cui si forma. Negli acciai la martensite è una fase metastabile con reticolo tetragonale corpo centrato ottenuto per distorsione del Fe-α (c.c.c.) a causa della presenza di carbonio interstiziale. Può anche essere considerata come una soluzione soprassatura di carbonio nel Fe-α. Infatti, riportando in un diagramma i parametri reticolari della martensite in funzione del tenore di carbonio ed estrapolando le curve a contenuto nullo di carbonio (Figura successiva), i due parametri reticolari a e c della martensite risultano uguali e coincidenti con quello della ferrite. Andamento dei parametri reticolari dell austenite e della martensite in funzione del tenore di carbonio 29
Curve T.T.T. per leghe Fe-C ipo e ipereutettoidiche Per gli acciai con tenore di carbonio inferiore o superiore a quello eutettoidico il diagramma T.T.T. si complica. Per gli acciai a tenore di carbonio minore dello 0,8%, poichè i punti A 3 ed A 1 non coincidono, nel diagramma T.T.T. compaiono due orizzontali corrispondenti alla temperatura di ciascun punto critico (Figura); pertanto, oltre alle curve di inizio e fine della trasformazione perlitica, troviamo una curva di inizio trasformazione dell austenite in ferrite (curva indicata con F in figura successiva-a). Per acciai ipereutettoidici sono presenti nei diagrammi isotermici due linee che corrispondono all orizzontale A cm e alla linea C S di inizio precipitazione della cementite secondaria (Fig. successiva -b). Per capire il significato della linea F seguiamo ciò che avviene durante la trasformazione isotermica, per esempio alla temperatura T sul diagramma schematico di fig. -a. Si ha che al tempo x inizia la formazione della ferrite preeutettoidica che termina al tempo y, dal quale ha inizio la trasformazione dell austenite eutettoidica in perlite che si completa al tempo z. Analogamente in un acciaio ipereutettoidico (Fig. -b) al tempo x inizia la segregazione di cementite secondaria che termina al tempo y. Diagramma T.T.T. di un acciaio ipoeutettoidico al carbonio (C = 0,35%; Mn = 0,37%). 30
Andamento schematico delle curve T.T.T. di un acciaio a) ipoeutettoidico; b) ipereutettoidico (A S = austenite stabile; A i = austenite instabile; F = ferrite; C = carburo di ferro; B = bainite; P = perlite). 31
Effetto degli elementi di lega, delle dimensioni e della omogeneità chimica del grano austenitico sulla forma e posizione delle curve T.T.T. La posizione e la forma di tutte le linee del diagramma T.T.T. sono profondamente modificate, oltre che dal tenore di carbonio, anche dalla presenza di elementi di lega in soluzione solida nell austenite. Questa influenza si manifesta per tutti gli elementi, ad eccezione del cobalto, con un incremento dei tempi di inizio e di completamento della trasformazione (spostamento a destra delle curve di Bain). Gli elementi di lega si diversificano poi sia per l entità dell effetto sia per la diversa influenza in relazione alle varie regioni delle curve, cosicchè non è possibile una previsione della posizione e della forma di queste ultime per una data combinazione degli elementi di lega. Nella fig. 8 è chiaramente dimostrato come le curve delle trasformazioni isoterme divengano sempre più complesse in relazione al numero, alla natura e al tenore degli elementi di lega. 32
Modificazione delle curve T.T.T. di un acciaio (a parità di dimensioni del grano austenitico) in. funzione del tenere di elementi di lega: a) C = 0,35%, Mn = 0, 37%; b) C = 0, 35%, Mn = 1,85%; c) C = 0, 35%, Mn = 0, 45%, Cr = 1, 97%; d) C = 0, 42%; Mn = 0, 78%; Ni = 2, 79%; Cr = 0, 80%; Mo = 0.33%. 33
La fig. -b, confrontata con la fig. -a, mostra che, passando da un acciaio al carbonio con basso contenuto di manganese ad uno legato con manganese (Mn=1,85%), l intero diagramma si sposta verso destra, cioè la trasformazione ad ogni livello di temperatura inizia più tardi ed è più lenta a completarsi. Si può osservare ancora (Figg. -a,-c) che l aggiunta del cromo (C=0,35%, Mn=0,45%; Cr=1,97%) non solo sposta a destra le curve, ma ne modifica anche sostanzialmente la forma. Il tempo di inizio della trasformazione è infatti fortemente aumentato nella regione perlitica,, mentre è solo moderatamente alterato in quella bainitica. Il diagramma presenta ora due nasi (o tempi minimi ): uno ne11a regione di trasformazione austenite-perlite e l altro nella regione di trasformazione austenite-bainite. Infine la fig. -d riporta il diagramma della trasformazione isotermica per un acciaio con più elementi di lega (C = 0,42%; Mn = 0,78%; Ni=1,79%; Cr=0,80%; Mo=0,33%). Si noti come l aggiunta di moderate quantità di diversi elementi di lega sposti le curve a destra più di quanto fa da solo un 2% di cromo (Fig. -c). Quest ultima constatazione sperimentale è di carattere generale: 1 aggiunta di quantità relativamente piccole di elementi di lega è più efficace nello spostare a destra le curve di inizio e fine trasformazione dell aggiunta di un solo elemento, anche se in tenore maggiore della loro somma. Si ha cioè un effetto più che cumulativo degli elementi aggiunti (effetto sinergico ). 34
Anche la temperatura dell orizzontale M S subisce variazioni più o meno forti per effetto degli elementi di lega. Il carbonio esercita l influenza più marcata, come si vede dai risultati riportati in figura. relativi ad acciai al solo carbonio (contenenti mediamente: Si 0,25%; Mn = 035%) e raffreddati velocemente a partire da temperature di completa austenizzazione. Oltre al carbonio anche i principali elementi di lega (ad eccezione del cobalto) abbassano il punto M S. Si è cercato di correlare M S al tenore degli elementi di lega, mediante formule empiriche di tipo lineare. La temperatura M S può essere calcolata per acciai contenenti elementi di lega per esempio con la formula seguente: M S ( C)=561-474 (C %) - 33 (Mn %) - 17 (Ni %) - 17 (Cr %) - 21 (Mo %) dove con (El %) si indicano le percentuali in peso degli elementi considerati. Andamento di M S e M f di un acciaio al solo carbonio al crescere del tenore di quest ultimo. 35
Va tuttavia precisato che queste formule danno un valore di M S solamente orientativo e attendibile quando i tenori dei vari elementi sono relativamente bassi. Per acciai fortemente legati si hanno sensibili deviazioni dalla linearità per cui queste formule non vanno applicate. In tali casi si deve ricorrere al diagramma T.T.T. specifico dell acciaio considerato. La presenza degli elementi di lega ha effetto anche sulla temperatura dell orizzontale M f. Se l influenza è tale per cui M f si porta al di sotto della temperatura ambiente, si ha sempre la presenza di una certa quantità di austenite residua (ovviamente nell acciaio raffreddato rapidamente a temperatura ambiente). Negli acciai al carbonio tale quantità è comunque abbastanza limitata a meno che non siano presenti notevoli percentuali di carbonio. L austenite residua possiede a temperatura ambiente una certa stabilità; così solo un ulteriore abbassamento di temperatura può far procedere la trasformazione. La decomposizione dell austenite residua in ferrite e carburi può anche avvenire con un processo di rinvenimento, come si dirà più avanti. 36
- Effetto della dimensione del grano austenitico sulle curve T. T. T. di un acciaio legato (C=0, 37%, Mn=0, 77%, Cr=0,98%., Mo=0,21%) con: a) grano grosso b) grano fino. 37
L aumento della dimensione del grano austenitico esercita un effetto analogo a quello degli elementi di lega, ossia al crescere della dimensione del grano si ha un ritardo sia nell inizio che nella fine delle trasformazioni, soprattutto nella zona del diagramma che si riferisce alla perlite. Ciò è chiaramente visibile nella figura precedente dove si riportano i diagrammi T.T.T. per acciai della stessa composizione chimica, ma con diversa dimensione del grano austenitico. Per quanto riguarda l omogeneità dell austenite di partenza si ha che la disuniformità di composizione chimica abbrevia i tempi di inizio della trasformazione Ciò avviene in quanto la trasformazione inizia prima nelle zone dell austenite che sono meno ricche in elementi di lega. Lo stesso effetto può essere prodotto da eventuali carburi non disciolti in quanto agiscono da centri di nucleazione della trasformazione. 38
Nel seguito, allo scopo di meglio seguire le operazioni che si eseguono nel corso dei trattamenti isotermici degli acciai, si farà riferimento al diagramma isotermico tipico illustrato nella figura. A commento di esso si può dire che: a) al di sopra dell orizzontale corrispondente alla temperatura del punto A 3, esiste il campo della sola austenite stabile indicata con A S b) al di sotto dell orizzontale A 3 e al di sopra di quella M S esistono diversi campi che da sinistra a destra sono: un primo nel quale è presente ancora e solo austenite instabile indicata con A i ; un secondo di coesistenza di austenite e ferrite; un terzo di coesistenza di ferrite, austenite e perlite in alto e di austenite e bainite in basso; un quarto campo infine di esistenza delle sole strutture trasformate, cioè di esistenza delle perliti in alto e delle bainiti in basso. Infine tra M S e M f vi è un quinto campo di coesistenza di austenite e martensite, mentre sotto M f vi è quello di esistenza della sola martensite. Andamento schematico delle curve T.T.T. di acciaio ipoeutettoidico (A S = austenite stabile; A i = austenite instabile; F = ferrite; C = carburo di ferro; M = martensite). 39
Curve di trasformazione dell austenite con raffreddamento continuo o curve C.C.C. Nei trattamenti termici più diffusi la trasformazione dell austenite non avviene a temperatura costante, ma nel corso di un raffreddamento continuo. Pertanto, per seguire o prevedere le trasformaiioni di fase, è necessario fare riferimento alle curve di trasformazione anisotermica dell austenite, ovvero ai diagrammi continui o curve C.C.C. (Continuos Cooling Curves). Tali curve si ottengono segnando su ogni traiettoria di raffreddamento i punti di inizio e di fine trasformazione dell austenite. Con riferimento ad un acciaio di composizione eutettoidica, si considerino alcune curve corrispondenti a diverse velocità di raffreddamento continuo (Figura successiva). Si prenda in esame la curva 1. Dopo circa sei secondi questa curva intersecherebbe la linea che rappresenta l inizio di trasformazione perlitica prima esaminata nel punto a. Questo tempo è infatti quello richiesto per nucleare la perlite isotermicamente a 650 C (temperatura del punto a ). Quindi, un campione che segue la curva 1 raggiunge i 650 C solo dopo 6 s; si può ritenere cioè che sia rimasto a temperature superiori per l intero intervallo dei 6 s. Poiché il tempo richiesto per l inizio della trasformazione perlitica a temperature superiori a 650 C è più lungo, il campione raffreddato in modo continuo non è in grado di dare inizio alla trasformazione perlitica alla fine dei 6 s. Occorre quindi un tempo maggiore perché la trasformazione possa iniziare. 40
Correlazione tra il diagramma T.T.T. e C.C.C. di un acciaio eutettoidico. 41
Dal momento che nel raffreddamento continuo un aumento nel tempo è associato con una diminuzione di temperatura, il punto in cui la trasformazione inizia si trova a destra e sotto il punto a. Tale posizione è indicata con b. Nello stesso modo si può mostrare che il punto d di fìne trasformazione perlitica è abbassato e spostato verso destra rispetto al punto c. Nel diagramma C.C.C. preso in esame non compare la trasformazione bainitica. Ciò è in relazione al fatto che le linee di inizio e di fine trasformazione perlitica si sovrappongono solo in parte alla zona di trasformazione bainitica del diagramma T.T.T. (Figura precedente). Perciò con una moderata velocità di. raffreddamento (curva 1 ) l austenite sì trasforma completamente in perlite prima di raggiungere il campo della eventuale trasformazione bainitica. Siccome l austenite è già completamente trasformata non si può più formare bainite. Viceversa durante un raffreddamento secondo la curva 2 il campione rimane nella regione della trasformazione bainitica per un tempo troppo breve per originare quantità apprezzabile di bainite. A questo proposito è necessario tener presente che la velocità con cui si forma la bainite decresce rapidamente al diminuire della temperatura. 42
Come prima approssimazione si assume che la trasformazione si arresta in corrispondenza della linea tratteggiata NO, cioè nella zona in cui nel diagramma T.T.T. la regione della trasformazione perlitica e quella della trasformazione bainitica si sovrappongono. La microstruttura risultante dell acciaio consiste allora di perlite e martensite, con eventualmente una piccola quantità di bainite che si trascura. Naturalmente la martensite si forma dall austenite che non sì è trasformata in perlite alle temperature più elevate. E importante notare che l arresto della trasformazione in corrispondenza della linea NO chiarisce il significato dello sdoppiamento dei punti critici al raffreddamento come si vedrà più avanti. 43
Da un punto di vista pratico ha notevole importanza la conoscenza della velocità critica superiore, v S, (Figura) alla quale, e per ve1ocità di raffreddamento superiorì, è possibile la sola formazione di martensite. In mancanza di diagrammi anisotermici la ve1ocità critica superiore v S può essere calcolata conoscendo i diagrammi T.T.T. mediante la formula indicativa: dove il numeratore dà la distanza verticale (in C) del naso delle curve T.T.T. dall orizzontale eutettoidica (T A1 = temperatura eutettoidica; T n temperatura del naso della curva isotermica), e il denominatore il tempo t (in s) di inizio trasformazione in corrispondenza del naso delle curve T.T.T., moltiplicato per il fattore 1,5 che tiene conto dello spostamento a destra delle curve anisotermiche rispetto alle curve T.T.T. Modificazione delle strutture di un acciaio eutettoidico in relazione alla velocità del raffreddamento. 44
Per quanto riguarda la posizione e la forma delle curve anisoterme in funzione del contenuto di carbonio e della presenza di elementi di lega nell acciaio, valgono le considerazioni già fatte a proposito delle curve isotermiche, cioè tutte le curve vengono spostate verso destra e compaiono le curve relative alla formazione della ferrite per acciai ipoeutettoidici. Curve CCT effetto degli elementi di lega 45
A titolo di esempio, con riferimento alla figura relativa ad un acciaio al carbonio di composizione eutettoidica, si considerino alcune linee corrispondenti a velocità di raffreddamento crescenti e le relative microstrutture ottenibili. Curve C.C.C. di un acciaio legato al Ni-Cr-Mo da bonifica con sovrapposte le curve di raffreddamento continuo e con le microstrutture ottenibili. 46
La curva l, propria di una ricottura completa, rappresenta un raffreddamento molto lento, generalmente realizzato in forno, che porta l acciaio a temperatura ambiente in circa 24 ore. La trasformazione dell austenite inizia a temperatura vicina a quella eutettoidica e la struttura ottenuta è perlite grossolana come è prodotta anche da una trasformazione eseguita in condizione di equilibrio. La curva 2, propria di una normalizzazione, rappresenta un trattamento termico in cui l acciaio è raffreddato all aria. Si ha una velocità media di raffreddamento più alta della curva 1. La trasformazione dell acciaio avviene tra 600 C - 550 C e la struttura ottenibile è ancora perlite, ma più fine. La curva 3.propria della tempra in olio, rappresenta un raffreddamento con una velocità ancora più elevata ed è ottenuta immergendo l acciaio in olio. In questo caso si ottiene una microstruttura costituita da perlite e da martensite. Infine la curva 4, propria di una tempra in acqua, rappresenta un raffreddamento con velocità così grande che la perlite non è in grado di formarsi e la struttura è interamente martensitica. 47
Si riporta nella figura un tipico diagramma C.C.C. al quale si farà riferimento nella illustrazione dei principali trattamenti termici non isotermici degli acciai. Andamento schematico delle curve C.C.C. per un acciaio ipoeutettoidico (A S = austenite stabile; A i = austenite instabile; F = ferrite; C = carburo di ferro; M = martensite). In questo diagramma, oltre ai campi di esistenza dell austeniteinstabile e di quelli in cui essa si è trasformata, si hanno ancora i quattro campi intermedi all interno dei quali si ha la trasformazione rispettivamente in ferrite (A F); perlite (A P); bainite (A B); martensite (A M). 48
Curve TTT in un acciaio eutettoide. Microstrutture ottenute mediante trasformazioni isoterme: 1) Martensite e austenite 2) Martensite 3) Bainite e martensite 4) Perlite 49
Curve TTT in un acciaio eutettoide 50
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Microstrutture di equilibrio e di non equilibrio negli acciai ferrite perlite 52
Bainite superiore Bainite inferiore Bainite 53
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Curva di trasformazione anisoterma dell austenite per un acciaio eutettoidico (curve CCT continuous cooling transformation) Analoga curva per un acciaio ipoeutettoidico 55
Classificazione T.T. trattamenti termici che non modificano la natura, la forma e le dimensioni delle fasi presenti, vengono eseguiti per eliminare le tensioni interne nei pezzi; trattamenti che modificano la forma e le dimensioni delle fasi presenti senza mutarne la natura, si eseguono allo scopo di migliorare certe caratteristiche come la morfologia dei cristalli; trattamenti che modificano la natura delle fasi, senza mutare la composizione chimica del materiale, con trasformazioni strutturali che possono portare a fasi metastabili; trattamenti termici che modificano la composizione chimica del materiale allo stato solido, attraverso processi diffusivi. 56
Classificazione Le trasformazioni di fase allo stato solido, presenti nel sistema Fe-Fe 3 C, permettono di eseguire svariati trattamenti termici sugli acciai e modificarne anche notevolmente le proprietà. Il tipo di T.T. da applicare dipende principalmente dal contenuto di C e dagli usi a cui l acciaio è destinato. I vari T.T. degli acciai comuni si classificano come segue: a) ricottura b) normalizzazione c) tempra d) rinvenimento e) trattamenti isotermici (trattamenti a T=cost e di durata opportunamente scelta). Parametri fondamentali sono: la T di trattamento, la durata, la velocità di raffreddamento con la quale si raggiunge la T finale. 57
Ricottura 58
Temperatura e tempi di austenitizzazione Con temperature o tempi di autenitizzazione insufficienti non si completa la dissoluzione dei carburi: ciò comporta minori durezze dopo tempra. Negli acciai legati, a parità di temperatura, è necessario un tempo più lungo, dal momento che la velocità di diffusione degli elementi di lega sostituzionali, è inferiore a quella del carbonio. L eccessiva crescita del grano austenitico, conseguente a permanenze prolungate in temperatura, provoca un ritardo nella formazione della perlite ed inoltre si riflette sulla struttura finale. Un elevata temperatura di austenitizzazione può portare negli acciai legati a bruciature, cioè parziale fusione localizzata. 59
Gli acciai eutettoidi ed ipoeutettoidi vengono in genere portati non oltre 50 C al di sopra di A1 o di A3, mentre con gli acciai ipereutettoidi ci si mantiene, in genere, sotto Acm, accettando di lasciare della cementite non dissolta. La tempra da elevate temperature da luogo a maggiori gradienti termici nel materiale con possibilità di criccatura. 60
Ricotture e normalizzazione 61
Ricottura globulare o di coalescenza per ottenere una modificazione della perlite a formare carburi globulari 62
Normalizzazione Riscaldamento a T AUST = A 3 + 70 C; estrazione dal forno lasciando raffreddare il pezzo liberamente all aria tranquilla (>100 C/h). Trattamento meno costoso e più rapido della ricottura completa per produrre ferrite e perlite più fini della ricottura, seppure ancora adeguatamente lavorabili, e rimuovere gli effetti delle precedenti lavorazioni 63
Tempra 64
Tempre 65
Tempra Riscaldamento a T AUST = A 3 + 50-70 C; raffreddarmento con velocità superiore a Vs in modo da acquisire a temperatura ambiente una struttura completamente martensitica, caratterizzata da grande durezza e fragilità Importante modulare il mezzo temprante per ottenere martensite con la minima velocità di raffreddamento (il più possibile vicina a Vs) e quindi il minimo pericolo di cricche da tempra o distorsioni. La martensite è un costituente ad elevata durezza ma eccessivamente fragile; per molti trattamenti industriali, alla tempra segue un trattamento subcritico (rinvenimento) per ridurre la fragilità della struttura di tempra: tempra + rinvenimento = bonifica 66
Rinvenimento 67
Temprabilità degli acciai La temprabilità degli acciai, ovvero l attitudine ad assumere struttura di tempra dopo raffred-damento rapido dell austenite, si misura mediante la prova Jomini. 68
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Macchina Jominy 70
Trattamenti con trasformazioni isoterme Cicli di riscaldamento e raffreddamento in cui si promuove la trasformazione dell austenite a temperatura costante; utilizzati tipicamente per parti di piccolo spessore. Ricottura isoterma. Risultati simili a quelli della ricottura completa ma con tempi di trattamento più rapidi; si ottiene un acciaio con una migliore lavorabilità alle macchine utensili Tempra bainitica. Ricottura isotema che attraversa le curve TTT in zona bainitica; si ottiene buona durezza e tenacità con un unico trattamento, si evitano forti distorsioni Patentamento. Ricottura isoterma eseguita alla temperatura corrispondente al naso della perlite fine; si ha una trasformazione piuttosto rapida in perlite a lamelle molto fini, particolarmente adatta ad essere trafilata. Il trattamento isotermo viene spesso eseguito in bagni di sali fusi. 71
Trattamenti subcritici Rinvenimento. Trattamento isotermo a temperatura da 150 a circa 650 C seguito da un raffreddamento (in teoria non importa come), adatto ad attenuare le tensioni interne e la fragilità della martensite di piena tempra. In generale l effetto combinato di T e t (tempo del trattamento) si esprime con una espressione del tipo: P = T (K + log t) con K costante (K = 20 per gli acciai) Sequenza qualitativa delle trasformazioni durante il rinvenimento: 150 C: rilassamento delle tensioni interne (distensione) 250 C: formazione di carburi di transizione e decomposizione della eventuale austenite residua 400-450 C: marcata formazione di carburi e martensite molto meno distorta con discreta tenacità 600 C: completa distensione del reticolo della martensite, formazione di matrice di Fe- e carburi fini Fe 3 C, detta martensite rinvenuta 72
Ricotture subcritiche Ricottura di addolcimento (o di lavorabilità). Per attenuare la durezza e migliorare la deformabilità plastica e la lavorabilità all utensile. Spesso seguiva la normalizzazione per rigenerare un acciaio (normalizzazione + ricottura di lavorabilità = rigenerazione). Ricottura di distensione. Ricottura atta a ridurre in particolare le tensioni interne generate da altre lavorazioni Ricottura di ricristallizzazione. Per promuovere la ricristallizzazione dopo incrudimento, specialmente nei metalli non ferrosi 73
Trattamenti termici particolari Tempra di soluzione (e invecchiamento) Tipico trattamento per riportare in soluzione solida seconde fasi non desiderate (tempra di soluzione) e per sfruttare con un successivo ulteriore trattamento (invecchiamento) il rafforzamento per formazione di una dispersione di fini precipitati. Adatto ad alcune leghe non ferrose (Al, Ti, ) e per alcuni particolari tipi di acciai. Raffreddamento di una lega Al- Cu secondo stati di equilibrio Raffreddamento rapido della stessa lega per ottenere una soluzione solida soprassatura (2) e successivo invecchiamento (3) 74
Invecchiamento naturale: se lasciato avvenire a temperatura ambiente (qualche settimana per leghe adatte) Invecchiamento artificiale: se avviene a temperature poco superiori a quella ambiente per accelerare il processo 75
Tempra superficiale È un trattamento termico di tempra che interessa solamente le porzioni superficiali di un pezzo con lo scopo di ottenere elevata durezza in uno spessore che va da 0,1 a qualche mm di profondità, lasciando nelle zone non trattate la condizione microstrutturale originaria (più duttile). Facendo passare corrente alternata a media-elevata frequenza attraverso una bobina, all interno del quale si trova un pezzo in materiale ferromagnetico, si generano correnti parassite localizzate sulla superficie del pezzo, che lo riscaldano. Simili effetti di riscaldamento superficiale si possono ottenere mediante trattamento laser, sempre esteso alla sola superficie. 76
Trattamenti termomeccanici Deformazione plastica in campo austenitico sopra a T > A3. Microstruttura finale: a) martensitica; b) ferritica-perlitica. 77
Ausforming Ausforming (T< A1) con microstruttura finale: a) martensitica; b) bainitica. 78
Isoforming Isoforming (T< A1) con microstruttura finale ferritica-perlitica. 79
Trattamenti termochimici Cementazione I processi diffusivi modificano la composizione del materiale in uno strato superficiale, per di ottenere particolari caratteristiche meccaniche o di resistenza alla corrosione. Cassetta per cementazione e sacchetto di carbone granulare. 80