Aggregati policristallini k S0

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Aggregati policristallini
La grossa differenza tra un monocristallo e un policristallo è la presenza dei bordi dei cristalli. I cristalli prendono
origine da nuclei che si formano indipendentemente gli uni dagli altri. Facendo avvenire una fusione e una successiva
solidificazione si formano in alcune zone del liquido, preferenzialmente in zone dove vi è maggior asportazione di
calore, dei nuclei di cristalli nei quali, rispetto ad un sistema di riferimento nello spazio, i vari piani sono
differentemente orientati. Crescendo i cristalli si appoggiano gli uni contro
gli altri formando i bordi dei cristalli stessi, sempre diversamente orientati. In
figura viene rappresentato come è fatto un bordo.
I piani perpendicolari sono orientati diversamente in un cristallo e nell'altro.
Gli atomi sui bordi sono atomi intorno ai quali la distribuzione atomica è
differente, rispetto al caso in cui si considera una distribuzione atomica
interna. Questo vuol dire che la situazione energetica degli atomi sui bordi è
una situazione algebricamente superiore rispetto quelli interni. Quindi i bordi
sono di massima energia, cioè quando un atomo giunge sul bordo si muove
più liberamente di uno interno. Questo non spiega perché i bordi dei cristalli
siano sempre le zone intellettuali e cominciava enucleazione dei nuovi
restando, la precipitazione di composti che eventualmente si possono
formare. Consideriamo ora due atomi di solido, che si possono muoversi
mediante la diffusione su un bordo, movendosi più liberamente. È ora più
facile arrivare alle condizioni giuste per una nuova nucleazione con una
precipitazione di cristalli liberi.
Per ciò che riguarda le deformazioni, si deve considerare la legge di Schmidt. Se sia ha un sistema di forze applicate
che trova riscontro in un determinato cristallo con una buona orientazione dei piani reticolari, quando questa
deformazione ha raggiunto i bordi del cristallo, non è detto che essa passi facilmente oltre il bordo e che si propaghi al
cristallo successivo, avendo questo un valore di cos e di cos θ differenti e dovendo avere una ben determinata τ il più
grosso ostacolo al movimento delle dislocazioni il bordo del cristallo, così come alla deformazione plastica cumulativa
dell'aggregato policristallino. Questo significa che le dislocazioni si impilano lungo i bordi dei cristalli (perché devono
rispettare, nel caso policristallino, la continuità della materia) e si deve aumentare la sollecitazione affinché le
dislocazioni si spostino. Si può arrivare allo slittamento duplice, multiplo a crescere del carico esterno. Nel passaggio
da un cristallo all'altro si ha un aumento delle deformazioni, con incrudimento. Quando si parla di aggregato
policristallino si ha una deformazione plastica effettiva macroscopica se si sono messi in movimento tutti cristalli che
formano questo aggregato e, la conseguenza più immediata, e che quante più barriere si hanno al movimento delle
dislocazioni (bordi per unità di volume) tanto maggiore sarà la tensione da applicare per ottenere una deformazione
plastica.
La tensione sigma di snervamento è perciò molto influenzata dal numero di bordi per unità di volume. In generale
interessa anche l'area interfacciale; si deve avere una grossa densità areica interfacciale per unità di volume per avere
una tensione di snervamento elevata. Per effettuare delle deformazioni si ha bisogno di una tensione di snervamento
bassa, mentre, a lavoro finito, si ha la necessità di una tensione di snervamento elevata. Servono pertanto vari
trattamenti termici; considerando un semilavorato si ottengono strutture molto fini.
La legge di Petch descrive la relazione ottenibile nell'incremento di prestazioni in funzione delle dimensioni dei cristalli:
S0 = S i + kD (-1/2)
con:
D
diametro medio dei cristalli
Si
Resistenza a trazione
k
misura dell'impilaggio delle dislocazioni
S0
Transgranulare
Prof. Graziano Ubertalli Te
1
forza di attrito interna (al limite nulla)
tensione allo snervamento
si ha così un'idea del rafforzamento apportato in una lega da
parte dei bordi di grano, fino ad una certa temperatura. Alla
temperatura equicoesiva (Te) i cristalli scivolando l'una
sull'altro. Si ha scorrimento dei cristalli a caldo: Creep. Fino
ad una certa temperatura le fratture si possono presentare
come "transgranulari”, nel caso in cui le barriere
Intergranulare
T
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costituiscano un blocco al passaggio delle dislocazioni; alla fine si può avere una fattura di tipo transgranulare. Invece,
al di sopra di Tesi ha una frattura intergranulare per Creep, cioè la fattura si manifesta ai bordi del grano. La
temperatura Te è funzione della velocità di deformazioni, di cui è inversamente proporzionale.
Grana fine
Esempio
Si supponga di avere due bandelle di acciaio della
σ
stessa composizione, ma uno a grana grossa e
l'altro a grana fine. In basso è riportato il diagramma
sforzi deformazione per le due bandelle.
L'acciaio a grana fine ha una resistenza a trazione
maggiore (legge di Petch).
Grana grossa
Si ha intenzione di fabbricare un tubo con una
grossa piega. Dall'acciaieria non escono i tubi con
la curvatura che interessa: deve essere prodotto
successivamente, sempre con lo stesso angolo di
curvatura. L’apparecchiatura che permette di
ottenere la curvatura voluta è surdimensionata
rispetto ai carichi necessari per la lavorazione ed è
controllata geometricamente, per essere ripetitiva,
con le tolleranze imposte. La deformazione totale
importa (elastica più plastica) per i due acciai sono
uguali. Tuttavia al termine delle lavorazioni i ritorni
ε
elastici portano a differenti deformazioni plastiche
per le due bandelle. Bisogna pertanto tenere in
considerazione anche le dimensioni dei grani del materiale acquistato e conoscendo questa problematica si può
automatizzare anche processi molto semplici che tuttavia necessitano di una tecnologia avanzata.
Si è parlato in precedenza della curva rappresentativa carico deformazioni nel caso di un monocristallo.
Si cerca ora di capire che cosa succede, come si modifica questa curva, variando l'orientazione del cristallo. A mano
a mano che si porta il cristallo con i piani di base in una situazione di orientazione meno ottimale (maggiore o minore
di 45°), la parte del grafico che si riferisce alle grandi deformazioni della curva (quella di facile slittamento), tende a
scomparire.
Si consideri ora situazione di un aggregato policristallino. Questa è nella situazione più comune per dei componenti
meccanici. Si deve tenere presente la condizione di compatibilità e di continuità tra un cristallo e l'altro: ciò significa
che non si può deformare un cristallo senza deformare il cristallo adiacente. Scompare quindi la parte di facile
slittamento per un componente policristallino.
Si possono presentare vari casi:
Nel caso più generale si passa immediatamente al terzo stadio della deformazione plastica, ossia allo stadio di
incrudimento vero e proprio, provocato dall'aumento del numero delle dislocazioni (a sua volta dovuto al fatto che le
dislocazioni incontrano dei precipitati che agiscono come fonte di nuove dislocazioni poiché ci sono dislocazioni
differentemente orientate che nel loro intersecarsi portano ad una perdita di linearità della linea di dislocazione). In
pratica mentre nel caso di un monocristallo si può ottenere facilmente una deformazione plastica con la formazione di
bordi seghettati, nel caso di aggregati policristallini ciò non si può verificare perché il cristallo complessivo
(componente) si oppone alla deformazione del primo cristallo favorevolmente orientato rispetto al sistema di
sollecitazione.
Quindi i bordi dei cristalli funzionano come punti di impilamento delle dislocazioni fino quando non si riuscirà a far
passare le deformazioni al cristallo adiacente. Inoltre il punto di snervamento, il punto di perdita di linearità tra pensione
e deformazione, cioè il punto per il quale la legge di Hooke non è più applicabile, corrisponde ad un movimento
massivo non solo di un cristallo ma anche di quelli adiacenti .
Oltre ai bordi dei cristalli anche i precipitati agiscono da blocco al movimento delle dislocazioni. Possiamo immaginare
di avere una linea di dislocazione (visto dall'alto) che all'interno di un cristallo si muove, incontra dei precipitati e
rimane divisa in tanti segmenti arcuati; se non riesce a passare oltre i precitati, allora non abbiamo ancora superato
l'istante di perdita di linearità nei confronti della deformazione elastica. Per cui rilasciando il carico la situazione ritorna
come prima (ritorno elastico). Quando si supera lo sbarramento imposto dai precipitati o dai bordi di grano, solo allora
si avrà la perdita di linearità tra tensioni e deformazioni. La profonda differenza di comportamento e mobilità delle
dislocazioni tra dei monocristalli e gli aggregati policristallini porta a ottenere un grafico classico tensione
deformazione.
Da un punto di vista tecnologico si ha da una parte interesse che i materiali siano deformabili per questioni di
formatura, dall'altra parte in fase di utilizzo si desidera invece avere un materiale che abbia la massima resistenza allo
snervamento e alla rottura. La conoscenza di queste due opposte esigenze e la conoscenza dei materiali porta alla
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progettazione globale di un ciclo di fabbricazione ottimale di un pezzo. Un pezzo deve essere lavorato quando cioè
nello stato meno duro possibile e deve essere messo in opera quando e nella stato più duro possibile.
Andiamo più a fondo per valutare il metodo di rafforzamento per barriere. Nei commenti fatti precedentemente si è
rilevato che quando si hanno dei grani piccoli si riesce ad elevare la resistenza allo snervamento. Qual è il limite
massimo di resistenza allo snervamento ottenibile? Si può utilizzare la formula di Darken:
con:
σf
σf
=
σ0
+ A• G• b•√N
resistenza allo scorrimento; è un valore intermedio tra la tensione di snervamento e di rottura
σ0
costante
A
cost. = 1/5
G
modulo di elasticità tangenziale
b
vettore di Burger
N
densità di dislocazioni - per esempio 1014
Il valore scelto come densità di dislocazioni è tra i più alti raggiungibili.
Il valore della resistenza allo scorrimento ottenibile risulta di circa 14000 MPa.
In realtà difficilmente si riescono ad ottenere dei materiali che abbiano una resistenza a trazione superiore di 3000
MPa. Inoltre occorre tenere presente che solo in particolari applicazioni si metteranno in opera materiale aventi
resistenza trazione di questi valori perché avrebbero una resilienza molto bassa.
Bisogna infatti di considerare che materiali con reticolo CCC presentano una transizione tra rottura duttile e rottura
fragile quando i valori di resistenza superano i 1400 MPa.
Ricordando le considerazioni fatte circa i valori di resilienza in funzione della
temperatura si può pensare di costruire un diagramma a tre assi del tipo a lato
rappresentato:
dal grafico qui si rileva che:
- aumentando la temperatura di utilizzo si ha il passaggio da una rottura fragile a
una rottura duttile. La transizione avviene attorno a 0 gradi centigradi.
- si ha rottura duttile per valori di resistenza a trazione inferiori a 1400 MPa.
- condizioni estreme sono basse temperature o resistenze a trazione molto
elevate.
Tanto più diminuisce la temperatura di utilizzo quanto più si deve andare verso
resistenze a trazione basse per mantenersi nel campo positivo (cioè il campo di
massima resilienza o di massima energia assorbita nel fenomeno di frattura).
Il valore di 14000 MPa ottenuto precedentemente con la legge di Darken può in
qualche modo essere confrontato con la legge di Petch. Riportando la resistenza a trazione in funzione dell'inverso
della radice quadrata del diametro medio dei cristalli costituenti il materiale si ha un diagramma lineare che porta al
valore teorico di 14000 MPa quando il diametro dei cristalli arriva a comprendere tre o 4 atomi. Ci si rende conto di
quanto sia assurda l'ipotesi di raggiungere tale valore perché,
in pratica, si ipotizza di aver ridotto il cristalli ad un punto tale
da avere eliminato le dislocazioni (infatti con tre o quattro
atomi non c'è più la possibilità di immaginare l'esistenza di una
dislocazione). Sperimentalmente tale legge è stata verificata
fino a valori di 1/√d = 30. Tutta la restante parte di curva è
puramente teorica.
Per misurare le dimensioni dei cristalli si ricorre al
microscopio e il metodo più veloce e usato è il metodo ASTM
(American Society of Testing and Materials). Questo è un
organismo di standardizzazione statunitense; ogni nazione ha i
suoi organismi che emettono delle norme:
Italia
UNI
Francia
AFNOR
Germania
DIN
Gran Bretagna BS
per gli acciai che si usano anche le norme AISI.
Figura: micrografie comparative per le dimensioni dei
Metodo ASTM per la determinazione convenzionale delle cristalli ottenibili a 100 ingrandimenti.
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dimensioni dei cristalli:
si supponga di essere riusciti a mettere in evidenza i bordi dei cristalli e osserviamo tali bordi con un ingrandimento di
100 volte. Si possono contare i cristalli presenti per pollice quadrato e, individuato tale numero, si trasforma in una
potenza del 2 individuando come rappresentativo della grossezza del grano l'esponente n.
N ( numero di cristalli) = 2(n-1)
Di solito per gli acciai si utilizzano valori di n compresi tra 5 e 10 con maggiore frequenza di n minore o uguale a 8.
In basso si riporta la tabella.
Dimensioni medie
del grano [µ m]
Area media per
ogni grano [µ m2]
Numero grani
per [mm2]
280
200
140
100
70
50
35
25
62.000
31.000
15.600
7.800
3.900
1.950
980
490
16
32
64
128
256
512
1024
2048
Ottone ricotto 70-30
0,01 0,05
0,002
0,001
|
|
70
|
|
Resistenza a trazione [psi]
Allungamento %
60
50
40
Resistenza
30
Allungamento
20
0
1000
2000
Area dei bordi grano [cm^2/cm^3]
3000
Grani per pollice
quadrato a 100
ingrandimenti
1
2
4
8
16
32
64
128
Numero della
scala A.S.T.M.
1
2
3
4
5
6
7
8
Il discorso fatto in termini teorici lo si vede direttamente nel
caso dell'ottone 70/30 (70% di rame, 30% di zinco). Qui la
resistenza trazione aumenta con il diminuire delle
dimensioni dei grani. Tale aumento si paga con una
diminuzione di duttilità (allungamento a rottura). Ciò non è
sempre vero, perché in questo caso ci si riferisce ad una
lega che cristallizza nel sistema CFC. Nel caso degli acciai
invece all'aumento di resistenza a trazione corrisponde un
aumento di duttilità; ciò è dovuto al fatto che diminuendo le
dimensioni dei grani ci si sposta verso valori più bassi di
temperatura di transizione (quindi si guadagna in
resilienza).
Considerando che per gli acciai l'intervallo di transizione è
circa a 0° C, guadagnando 20° C, cioè portarsi a -20° C,
significa elevare la fascia di applicazione, dal punto di vista
della latitudine, di determinati acciai. Lo stesso acciaio non
potrà essere utilizzato in Alaska o in Siberia per fare
gasdotti, ma potrà essere utilizzato per fare gasdotti in Italia
(ipotizzando che nel nostro paese sia molto difficile arrivare
a -20° C).
Oltre ai bordi di grano si vengono a formare dei bordi di sottograno che sono bordi di grano a basso angolo. Se due
cristalli hanno i piani reticolare a massimo impaccamento poco disorientato l'uno rispetto all'altro, possono essere
considerati come un unico cristallo con una serie di dislocazioni. Questa serie di dislocazioni marca in pratica i bordi
di sottograno all'interno del cristallo. Quali vantaggi hanno e come si possono ottenere delle strutture con bordi di
sottograno.
Si possono ottenere facendo delle opportune ricotture dopo aver fatto delle deformazioni plastiche. Si sa che le
deformazioni plastiche aumentano il numero delle dislocazioni e facendo delle deformazioni ridotte otteniamo un
numero di dislocazioni ridotto; se successivamente ricuociamo, le dislocazioni tendono a portarsi in posizione
coerente l'una con l'altra originando dei bordi di sottograno.
Consideriamo la figura successiva per capire cosa accade. Ci troviamo di fronte ad un acciaio C20 di buona qualità
(AISI 1020). Si può vedere qual è la situazione del diagramma tensioni deformazioni ingegneristiche subito dopo la
ricottura. Si tratta di un acciaio al carbonio che presenta un punto di snervamento inferiore e superiore e uno
snervamento dell'ordine di 55 ksi . (una chilo libra per pollice quadrato - 1 ksi - è uguale a 7 MPa). La resistenza a
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rottura è dell'ordine dei 65 ksi. Facciamo una deformazione plastica, cioè una riduzione a freddo di spessore
dell'ordine dello 8% (incrudimento); in tal modo scompare il punto di snervamento superiore e inferiore perché si è
andati oltre. Se effettuiamo un breve riscaldamento (30 minuti) a 625° C si ottiene il diagramma a quadratini in cui il
punto di snervamento superiore è andato a 77 ksi. Il materiale incrudito ha un allungamento a rottura estremamente
ridotto rispetto a quello di partenza (triangolini), mentre in quello successivamente ricotto si è riusciti a guadagnare
circa 10 ksi in resistenza a rottura e non abbiamo perso molto in termini di allungamento a rottura.
Figura: Andamento di prove di trazione effettuate su uno
stesso acciaio in differenti condizioni di trattamento
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Soluzione solida.
Prendendo in considerazione il diagramma riportato sulle fotocopie si osserva che l'aggiunta di piccole percentuali di
elementi estranei a del ferro, porta a degli incrementi della resistenza al snervamento del materiale. Tale incremento è
di tipo esponenziale con l'aumento della percentuale atomica di soluto (nei grafici delle fotocopie l'andamento delle
Incremento di resistenza rispetto al ferro [MPa]
1000
100
10
Cr
Mn
Co
Al, V
Mo
Si, W
Ti
Be
Ni
1
0,1
1
10
Percentuale di soluto in volume
Figura: Incremento della resistenza della soluzione solida ferrite apportato da differenti tipi di elementi
metallici in soluzione solida.
curve è lineare, ma la scala è logaritmica).
In particolare dal grafico si prevedevano quali sono gli elementi che contribuiscono a rafforzamento della matrice
metallica base ferro o ferrite:
Berillio: materiale di difficile reperimento sul mercato
Titanio: materiale piuttosto costoso
Silicio: materiale che si può condizionare all'acciaio ed è presente in tutti gli acciai in piccole percentuali (0,15÷0,50)
Molibdeno: materiale costoso
Manganese: materiale poco costoso, presente nel minerale di ferro
Nichel: costosissimo
Alluminio
Vanadio: materiale aggiunto di solito in piccole percentuali
Cromo: materiale che meno contribuisce al rafforzamento.
Si cerca ora di giustificare perché gli atomi di soluto vanno ad incidere sulla resistenza a snervamento e a trazione.
Andando a considerare i campi di tensione che si creano nell'intorno di una dislocazioni, nella parte superiore si ha
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uno stato di compressione e in quella inferiore a uno strato di trazione. (nel caso di una dislocazione a spigolo con
extra piano superiore).
Ad ogni dislocazione è associato un aumento di energia (trazione e compressione) che va in un aumento di carico
necessario per effettuare una deformazione, cioè uno spostamento irreversibile di una dislocazione. Un atomo
sostituzionale si posizionerà preferibilmente, tra tutti i possibili siti reticolari, in quelle zone dove la sua presenza
diminuisce l'energia globale del sistema e cioè lo stato tensionale associato ad ogni dislocazione.
Un atomo sostituzionale di dimensioni inferiori rispetto all'atomo del solvente si posizionerà nelle zone di compressione
perché in questa maniera diminuisce lo stato di compressione locale e diminuisce l'energia connessa alla
dislocazione.
Un atomo sostituzionale di dimensione superiore rispetto all'atomo del solvente si posizionerà sotto la linea di
dislocazioni.
(A)
(B)
(C)
(A) atomo sostituzionale dello stesso tipo dell'atomo del solvente
(B) atomo sostituzionale più piccolo
(C) atomo sostituzionale più grande.
Le situazioni (B) e (C) originano entrambe un campo di tensione meno accentuato.
Si deve inoltre precisare che anche i soluti interstiziali di piccole dimensioni si posizioneranno preferenzialmente sotto
la linea di dislocazione, nella zona di trazione.
Si può quindi dire che il concetto fondamentale di rafforzamento per soluzione solida corrisponde ad una diminuzione
dell'energia connessa con le dislocazioni; si deve pertanto dare più energia dall'esterno per muovere le linee di
dislocazione. Muovere le dislocazioni significa disancorarle dagli atomi di soluto sostituzionali e interstiziali che si
erano concentrati nel suo intorno a formare quella che viene chiamata zona o atmosfera di Cottrell.
Questo fenomeno non è solamente causato da giustificazioni di tipo sterico (vale a dire per riguardanti il volume) ma
anche a interazioni di tipo elettrico, tra atomi di solvente e atomi di soluto, più intense nell'intorno di una dislocazione.
L'effetto elettrico fa quindi aumentare l'energia necessaria per far muovere una dislocazione. Nel caso in cui si abbia
un effetto puramente elastico delle atmosfere di Cottrell, il contributo elettrico sarà da 1/3 a 1/7 di queste.
Nel caso in cui la distribuzione degli atomi di soluto è del tutto casuale e non influenzato dalla presenza delle
dislocazioni, la tensione iniziare da applicare per iniziare a
muovere le dislocazioni non è diversa dalla tensione da applicare
σ
per mantenerla in moto. Se invece esistono delle atmosfere di
Cottrell, la distribuzione degli atomi di soluto vicino alla
dislocazione, prima di applicare la tensione, prevede un
addensamento degli atomi di soluto. Una volta disancorata la
B
I n c r u d i me n t o
a
dislocazione dell'atmosfera di Cottrell, dopo alcuni spazi
n
interatomici non si ha più la stessa distribuzione di atomi di soluto,
d
bensì una situazione limite di metallo puro, quindi la dislocazione
e
di
può muoversi più liberamente. Questo fa si che la tensione da
L
applicare sia minore di quella iniziale. Questo spiega il perché di
u
un punto di snervamento superiore e di un punto di snervamento
d
e
inferiore.
r
s
ε
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Prendiamo un campione e sottoponiamolo alla prova di trazione: accade
che la deformazione non tende ad essere uniforme. Comincia a
presentarsi in una determinata zona e poi, a poco a poco, si estende a
tutto quanto il provino. La localizzazione della prima zona dipende da
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situazioni locali dovute alle dimensioni (non abbiamo mai provini perfetti) e dall’orientamento dei cristalli.
Il passaggio delle dislocazioni ai cristalli vicini è un passaggio che richiedere un piccolo aumento di tensione, di conseguenza si ha
tutta una serie di "seghettature" che corrisponde al passaggio da una zona a quella adiacente. Questo fino quando tutta quanta la
zona calibrata ristretta del campione rimane interessata dalla deformazione plastica. Si ha cioè la completa deformazione e il
completo snervamento.
Il fenomeno si presenta anche con la torsione del provino. La deformazione si manifesta dapprima in una determinata zona e poi si
estende a tutto quanto il provino. Se si bagna di alcol il provino, il fenomeno viene esaltato visivamente poiché dove vi è la
deformazione plastica si ha un riscaldamento più intenso; in quelle zone il campione si asciuga più velocemente. Per calcolare
l'allungamento di un provino, si disegna una griglia di linee a distanza costante sulla zona calibrata. L'allungamento si manifesterà
all'interno di una serie di linee; misurando la distanza tra le linee, prima e dopo la deformazione, si può determinare l'allungamento
totale.
Un primo riflesso pratico è che fino a quando non si è completato l'allungamento di snervamento il campione è segnato
da bande di diversa deformazione dette bande di Luders.
Questo comporta dei problemi nello stampaggio poiché si manifestano in pratica diversi valori di deformazione
(portiere con zone molto deformate, ripiegate, e zone indeformate).
Il progettista deve fare in modo che nelle zone meno deformate si sia comunque superato l'allungamento di
snervamento altrimenti in tali zone si avrebbero delle "linee" antiestetiche. Il fenomeno delle bande di Luders e dello
snervamento superiore ed inferiore è legato alla presenza delle atmosfere di Cottrell che a loro volta sono causate dalla
presenza di atomi interstiziali quali carbonio, azoto, ossigeno oltre ai soluti sostituzionali.
Se nella lega ci sono C, O, N, quali il Cr e Al (si formano nitruri di alluminio, di cromo, carbonitruri di cromo ecc.)
allora non si formano più le atmosfere di Cottrell poiché gli atomi di soluto interstiziali e quelli di soluto sostituzionali
danno luogo a dei precipitati. Ciò non esclude che si abbia un fenomeno di rafforzamento, che anzi è più esteso.
In precipitati fermano la dislocazione fino a quando non viene fornita la tensione necessaria per disancorarle da essi.
Nella sganciarsi dai precipitati si formano degli anelli di dislocazioni concentrate intorno ai precipitati; si ha pertanto
una moltiplicazione delle dislocazioni e quindi si manifesta subito il fenomeno dell'incrudimento.
Infatti, negli acciai a basso tenore di carbonio (specialmente se non sono stati "calmati all'alluminio") si ha una curva
con la zona di deformazione plastica di snervamento, mentre nel caso di acciai legati la curva tensioni deformazioni
non mostra la presenza di snervamento superiore e inferiore.
Come caso specifico si immagini di prendere un acciaio che debba subire 3 o 4 stampaggi. Dopo una prima deformazione le
dislocazioni hanno lasciato le atmosfere di Cottrell; se tra uno stampaggio e l'altro intercorre un certo intervallo di tempo non è illogico
pensare che gli atomi di soluto interstiziale (dotati di maggior velocità di diffusione) riescano nuovamente a concentrarsi nell’intorno
delle dislocazioni creando delle nuove atmosfere di Cottrell. Quindi anche dopo una prima deformazione plastica si possono avere
dei nuovi punti di snervamento superiore e inferiore; ciò comporta una perdita di duttilità del materiale.
Ritornando alla fase progettuale si dovrebbe fare in modo di superare, durante la prima deformazione plastica, il 8 - 10
% (allungamento di snervamento) in tutto il materiale. Una soluzione è predeformare in acciaieria fino all'allungamento
di snervamento (8-10%), in modo da superare già prima dello stampaggio il valore dell'allungamento di snervamento.
Con questo lavoro preventivo non si riformano facilmente le atmosfere di Cottrell. Questo fattore è molto importante
soprattutto nella produzione estiva, quando cioè, in seguito allo stoccaggio del materiale in ambienti che possono
raggiungere anche i 40 - 50° C, l'influenza della temperatura è di tipo esponenziale, quindi la velocità di diffusione degli
atomi di soluto può anche raddoppiare o triplicare.
Domini di antifase
Alcuni commenti sui diagrammi riportati nelle fotocopie in riferimento all'influenza di vari elementi leganti sulle
caratteristiche meccaniche del ferro.
Elementi che provocano una distorsione della cella unitaria del ferro.
Negli acciai la presenza di elementi leganti è dell'ordine del 1÷2%. Si può quindi ancora ipotizzare 206000 MPa il
valore del modulo elastico a trazione. Il nichel ha influenza sul modulo di Young E. Un acciaio con il 18% di Cr e il 8%
di Ni possiede un valore del modulo di Young (circa 200000 MPa) nettamente inferiore rispetto al valore dell'acciaio
normale.
La temperatura è un altro fattore determinante. Il rafforzamento in presenza di elementi leganti non è costante a tutte le
temperatura. Al di sotto della temperatura ambiente e per valori relativamente bassi degli elementi leganti, quelli che
sono in generarle effetti rafforzanti, possono tradursi in una diminuzione del valore di tensione di snervamento. Il
massimo rafforzamento si ha sempre intorno alla temperatura ambiente.
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Il rafforzamento inoltre aumenta con l'aumentare della percentuale di elementi leganti, fino ad avere, con il 6%, valori
sempre positivi, con il massimo intorno alla temperatura ambiente.
Bisogna sottolineare che in generale si ricorre all'aggiunta di elementi leganti non ai fini di un incremento della
resistenza allo snervamento, ma ai fini dell'abbassamento della temperatura di transizione da rottura duttile a rottura
fragile.
Bisogna inoltre tenere in considerazione un altro fenomeno. Se si ha una operazione di deformazione che si svolge a
250 - 350° C con un incremento di sollecitazione applicato, una volta superato l'allungamento di snervamento, non è
detto che non ci siano problemi di interferenza dovuti alle atmosfere di Cottrell con le dislocazioni. Il tasso di
deformazione può essere sempre lo stesso ma, aumentando la temperatura in maniera sostanziale, gli atomi
interstiziali che costituiscono le atmosfere di Cottrell possono viaggiare all'interno del reticolo molto più velocemente
che a temperatura ambiente. Quindi si disancorano le dislocazioni dalle atmosfere di Cottrell, le quali, grazie all'elevata
diffusione, si riaccoppiano immediatamente alle dislocazioni in modo che il diagramma può presentarsi come un
diagramma seghettato all'aumentare della tensione. Questo fenomeno viene detto effetto Portelier - Le Chatellier ed è
legato strettamente all'interazione tra atmosfere di Cottrell e dislocazioni.
SOMMARIO
Aggregati policristallini ...............................................................................................................................................................1
Soluzione solida. .........................................................................................................................................................................6
Domini di antifase....................................................................................................................................................................... 8
Prof. Graziano Ubertalli
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