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4. Acciai non legati.

Sono delle leghe con tenore di C inferiore al 2% (limite pratico 1.4-1.5%), nelle quali il tenore degli altri elementi � inferiore ai limiti fissati dalla norma UNI EN 10027. Fra i vari elementi di lega �residui�, cio� quegli elementi il cui tenore non pu� essere industrialmente abbassato oltre un certo limite, si possono ricordare:

P : diminuisce la duttilit� e la tenacit�; la sua segregazione ai bordi grano, cos� come quella del Sn, Sb, As, � la causa principale della fragilit� al rinvenimento di alcuni acciai.

S : sotto forma di inclusioni allungate di MnS diminuisce le propriet� sul �traverso corto� di alcuni prodotti.

N : diminuisce la duttilit� e la tenacit�; la sua migrazione interstiziale verso il cuore delle dislocazioni comporta l�invecchiamento di alcuni acciai alla temperatura ambiente.

 

4.1. Costituzione allo stato ricotto.

La ricottura � un trattamento termico che ha come scopo quello di portare il metallo in un stato prossimo a quello di equilibrio. Si pu� quindi utilizzare, in prima approssimazione, il diagramma binario Fe-C per descrivere la costituzione degli acciai non legati allo stato ricotto.

La costituzione degli acciai non legati alla temperatura ambiente � particolarmente semplice. La figura 6 illustra le conclusioni del diagramma di fase riassunte nella tabella seguente:

Tenore in carbonio Costituzione

 

La perlite � l�aggregato eutettoidico ottenuto dalla trasformazione isotermica dell�austenite secondo la:

 

 

La perlite � un costituente bifasico, le cui frazione di massa delle due fasi sono:

% Fe3C = 0.11

% a = 0.89

L�aggregato � in generale lamellare. Esso � formato da lamelle alternate di Fe3C ed a.

La fase nucleante � la cementite. La nucleazione avviene in corrispondenza dei bordi grano della fase g

genitrice. La crescita � cooperativa e si effettua senza una relazione cristallografica con la fase g genitrice. Questa fase fa intervenire la diffusione del carbonio (figura 7).

 

Fig. 7

 

Un parametro importante � la distanza interlamellare D.

Mediante un trattamento termico appropriato, � possibile ottenere una perlite globulare sia direttamente, sia a partire da una perlite lamellare: essa � allora formata da sferoidi di Fe3C in una matrice ferritica. Essa corrisponde ad uno stato meno duro e pi� deformabile.

 

4.2. Influenza dell�evoluzione T(t) sui punti di trasformazione e sulla microstruttura.

L�impiego del diagramma Fe-C permette di studiare la costituzione degli acciai non legati nelle condizioni di equilibrio termodinamico. Qualora la velocit� di raffreddamento non sia pi� sufficientemente lenta, il fattore tempo gioca un ruolo importante: il parametro cinetico non � incluso nell�aspetto puramente termodinamico del

diagramma di equilibrio. La legge di evoluzione T(t) ha una influenza sulla posizione dei punti di trasformazione e sulla microstruttura dei costituenti.

 

4.2.2. Punti di trasformazione.

La figura 8 riassume i principali punti di trasformazione degli acciai nelle condizioni di equilibrio.

 

Fig. 8

 

Ae1 : temperatura di equilibrio che definisce il limite inferiore di esistenza dell�austenite: temperatura della trasformazione eutettoidica.

Ae3 : temperatura di equilibrio che definisce il limite superiore di esistenza della ferrite.

Aecm : temperatura di equilibrio che definisce il limite superiore di esistenza della cementite in un acciaio ipereutettoide.

Ae4 : temperatura di equilibrio che definisce il limite fra il dominio di esistenza dell�austenite e della ferrite

d. Questo punto ha importanza solo in alcuni casi particolari (ad esempio, la saldatura).

A2 (729�C): punto di Curie.

A0 (210�C): trasformazione magnetica de Fe3C. A causa della cinetica di nucleazione delle nuove fasi ed alla

cinetica di diffusione del carbonio, le trasformazioni durante il riscaldamento e durante il raffreddamento non avvengono alla stessa temperatura. In generale, l�isteresi nel riscaldamento � piccola, e Ac � una buona approssimazione di Ae, mentre Ar dipende molto pi� fortemente dalla velocit� di raffreddamento e si pu� scostare anche notevolmente da Ae (da alcune decine fino a duecento gradi).

L�insieme dei punti interessanti � quindi:

- per un acciaio ipoeutettoidico Ac1 - Ac3 - Ar1 - Ar3

- per un acciaio ipereutettoidico Ac1 - Accm - Ar1 - Arcm

Ad esempio, la figura 9 mostra l�abbassamento di Ar1 per un acciaio ipoeutettoidico.

 

Fig. 9

 

Una conseguenza immediata � l�impossibilit� di utilizzare i valori numerici del diagramma Fe-C d�equilibrio per

determinare le composizioni e le frazioni delle fasi formate. La dilatometria assoluta o differenziale permette di determinare la posizione dei punti precedenti. Nella seconda tecnica si compara in ogni istante la dilatazione di un campione dell�acciaio con quella di un provino campione. La curva registrata � data dalla variazione, nel tempo, della differenza delle dilatazioni termiche.

 

4.2.2. Microstruttura degli acciai.

Il diagramma di fase permette di determinare la natura dei costituenti che si possono formare: in nessun caso esso permette di prevedere la morfologia che definisce la microstruttura del metallo.

Questa microstruttura, che dipende dalle condizioni di nucleazione e di crescita delle diverse fasi, � essenzialmente fissata dalle condizioni di raffreddamento.

Si consideri, ad esempio, un acciaio ipoeutettoidico con lo 0.4% in carbonio (acciaio ferrito-perlitico) (figura 10).

 

Fig. 10

 

In (I), nel dominio austenitico, la struttura � policristallina monofasica, caratterizzata da una grandezza del grano g determinata dalle condizioni di austenitizzazione.

In (II), nel momento in cui la temperatura arriva a Ar3 (< Ae3) caratteristica della velocit� di raffreddamento considerata, ha inizio la nucleazione della fase ferritica a.

Tale nucleazione ha luogo generalemente sui bordi grano austenitici, ove tale fenomeno � energeticamente favorito.

La crescita dei cristalli di ferrite proeutettoide dipende dalla velocit� di trasferimento del calore prodotto dalla trasformazione g � a e dalla velocit� di diffusione del carbonio, in eccesso rispetto al limite di solubilit� nella ferrite.

- Per delle velocit� di raffreddamento basse e delle dimensioni dei grani austenitici ridotte, i cristalli ferritici possono avere una forma poligonale normale e comportare quindi (nel caso qui analizzato) una ripartizione cellulare della ferrite (in IIIa).

- Per delle velocit� di raffreddamento elevate e dei grani austenitici grossolani, i cristalli ferritici si sviluppano sotto forma di placchette che permettono di aumentare le velocit� di diffusione termica e del carbonio. Inoltre la diffusione del carbonio � massima parallelamente a {1,1,1}g : si ha una relazione cristallografica fra {1,1,1}g e {1,1,0}a . Le placchette appaiono quindi parallele a delle direzioni determinate, dando luogo ad una ripartizione aciculare, detta anche di Widmanst�tten. Le strutture IIIb sono caratteristiche delle zone surriscaldate, in vicinanza dei giunti saldati e negli acciai per getti, allo stato di grezzo di fusione.

Attraversando la linea eutettoidica Ar1, l�austenite residua in (III) subisce la trasformazione perlitica ed � rimpiazzata interamente da colonie di perlite.

La distanza interlamellare D nella perlite dipende dallo scarto Ae1-Ar1, e quindi dalla velocit� di raffreddamento. Si pu� mettere in evidenza una relazione del tipo:

 

log D = a - b/T(Ar1)

 

che mostra che D diminuisce con la diminuzione di Ar1, quindi con l�aumento della velocit� di raffreddamento. D varia da alcune decine ad alcune centinaia di nanometri.

Il diagramma in figura 10 corrisponde ad una velocit� di raffreddamento determinata.

Man mano che la velocit� di raffreddamento aumenta, E1  si sposta verso il basso e verso sinistra: si ha un impoverimento in carbonio della perlite ed una diminuzione della quantit� di ferrite. Ci� rende illusoria la

determinazione del tenore di carbonio di un acciaio non perfettamente ricotto mediante valutazione metallografica della frazione superficiale della perlite (errore per eccesso) (figura 11).

 

Fig. 11

 

4.3 Relazioni fra la microstruttura e le propriet� meccaniche: acciai ferritoperlitici.

Gli acciai ipoeutettoidici non legati rappresentano il pi� importante tonnellaggio di leghe ferrose utilizzato. Allo stato ferrito-perlitiche, esse forniscono le soluzioni pi� comuni nelle costruzioni metalliche ogni qual volta che si richiede una resistenza modesta unita ad un basso costo (ponti, putrelle, recipienti in pressione, lamiere per carrozzeria, etc.). Le propriet� meccaniche di questo tipo di acciai dipendono da:

� Le frazioni in peso e la ripartizione di ogni fase secondo il diagramma di fase.

� I parametri microstrutturali: grandezza del grano, spazio interlamellare della perlite.

Nel campo delle costruzioni metalliche, due grandezze sono particolarmente importanti: il limite elastico Re e la temperatura di transizione fragile-duttile (ad esempio t50). La tabella seguente riassume l�influenza dei parametri microstrutturali.

 

 

Questa tabella mostra che l�affinamento del grano ferritico migliora contemporaneamente la resistenza e la resilienza. I bordi grano sono in effetti degli ostacoli al movimento delle dislocazioni (influenza su Re) ed il loro numero, per effetto del disorientamento, agisce sull�energia di propagazione di una rottura (azione su t50).

Invece, l�affinamento della perlite comporta ugualmente ad un miglioramento della resistenza, ma deteriora le caratteristiche di resilienza, per l�aumento delle interfacce fragili a/Fe3C.

Nel caso in cui C<0.3% (circa), il parametro pi� significativo � d.

Per tenori superiori la distanza interlamellare D � il fattore principale.

 

4.4. Alcuni risultati sperimentali.

Al fine di illustrate le considerazioni precedenti, sono dati alcuni risultati sperimentali che quantificano l�influenza della composizione chimica e della microstruttura sulla resistenza alla trazione e sulla resilienza degli acciai non legati.

 

� Influenza del tenore di carbonio. Nel caso in cui il tenore di carbonio aumenta:

- Re ed Rm aumentano, e la variazione di Rm � pi� rapida di quella di Re (figura 12).

- A% diminuisce (figura 12).

 

Fig. 12

Fig. 13

 

- La temperatura di transizione duttile-fragile aumenta (figura 13).

- Il valore della resilienza nell�intervallo duttile diminuisce (figura 13).

Per considerare l�influenza degli altri elementi di lega, sono disponibili delle relazioni empiriche del tipo:

Rm(MPa)=265+(480+1.95(%Mn))(%C)+20.6(%Mn)+(0.17+0.008(C))(%Mn)+700 (%P) + 235(%Si) + k

ove k dipende dalle dimensioni del provino di trazione e va da -20 a +20 MPa.

� Influenza della microstruttura. Nel caso in cui la grandezza del grano aumenta:

- Re ed Rm diminuiscono (figura 14).

 

Fig. 14

- A% aumenta (figura 14).

Se la grandezza del grano ferritico aumenta:

- La temperatura di transizione fragile-duttile aumenta (figura 15)

- L�altezza del pianerottolo duttile si abbassa (figura 15).

 

Fig. 15

 

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