Università Degli Studi di Trento

Facoltà di Ingegneria

Metallurgia dei Metalli

Non Ferrosi

Prof. Diego Colombo

Anno Accademico 1998-1999

 

CASSOL Massimiliano 1402im

 

INDICE

 

1 – Introduzione

2 – Leghe e tipi di leghe

2.1 – La matrice austenitica

2.2 – Elementi indurenti per soluzione

2.3 – Elementi indurenti per precipitazione

2.4 – Altri elementi con effetti benefici

3 – Metallurgia fisica

3.1 – Fasi

3.2 – Meccanismi di indurimento

3.2.1 – Precipitazione della fase g

3.2.2 – Precipitazione della fase g ’’

4 – Overaging

5 – Altre fasi

5.1 – Le fasi TCP

5.2.1 – Fase sigma

5.2.2 – Fase Laves

5.2.3 – Fase G

5.2.4 – Fase m

6 – Carburi

6.1 – Effetto di indurimento

6.2 – Effetti dei carburi a bordo grano

7 – Boro ed elementi presenti come tracce

8 – Equilibri durante la precipitazione

8.1 – Velocità di precipitazione

8.2 – Formazioni delle fasi secondarie

9 – Influenza dell’ambiente

9.1 – Leghe non protette

9.2 – Leghe protette

10 – Lavorazioni

10.1 – Processi fusori

10.2 – Forgiatura

11 – Trattamenti termici di invecchiamento

12 – Considerazioni finali

13 – Bibliografia

 

1-Introduzione

Le leghe contenenti consistenti quantità sia di nickel che di ferro, ed indurite per precipitazione, formano una classe distinta di superleghe; esse vengono usate in turbine a gas ed a vapore, come palette, dischi, alberi, involucri protettivi, ed in alcuni motori automobilistici come valvole.

Le leghe di maggior importanza per applicazioni in temperatura superiore ai 550ƒC circa sono quelle con matrice cubica a facce centrate (FCC), poichÈ un reticolo compatto è più resistente ai processi di deformazione dipendenti dal tempo.

Un gran numero di elementi vengono aggiunti per ottenere una o più funzioni: il miglior rinforzo per leghe con matrice FCC è dato da elementi come il titanio, l’alluminio, il colombio, che danno origine a fasi intermetalliche come la g ’ (ordinata FCC) e la g ’’ (ordinata BCT) dalla matrice per mezzo di un opportuno trattamento termico. Elementi come il cromo ed il ferro possono entrare in g ’ e g ’’. Le leghe FCC possono essere indurite dall’aggiunta di carbonio per formare carburi; azoto e fosforo vengono a volte impiegati per rafforzare questo effetto. Il carbonio stesso può poi promuovere la formazione di carburi a bordo grano, come M23C6 e M6C per indurre resistenza in queste zone.

Le più importanti fasi indurenti per precipitazione nelle superleghe nickel-ferro sono le seguenti:

Simbolo

Struttura

Composizione

g

Ordinata FCC*

Ni3(Al,Ti)

g ’’

Ordinata BCT**

Ni3Cb

Ni3Ti (o h )

HCP***

Ni3Ti

Ni3Cb (o d )

Ortorombica

Ni3Cb

* : cubica a facce centrate

** : tetragonale a corpo centrato

*** : esagonale compatto

La struttura di queste superleghe consiste di una matrice austenitica (fase g FCC), indurita da precipitati che possono essere degli intermetallici o carburi, e contenente all’incirca il 25-60% di nickel ed il 15-60% di ferro. Le più importanti sono quelle indurite da precipitati g ’ e g ’’; un aspetto importante di queste leghe è che esse possono essere suscettibili alla precipitazione di una o più fasi secondarie del tipo h , d , m , o Laves. Queste ultime fasi possono essere benefiche o dannose, a seconda della morfologia, e possono essere usate per il controllo di struttura e proprietà.

Tre esempi di superleghe Ni-Fe, ben conosciute e diffuse nelle applicazioni, sono: A-286, lega ricca in ferro, indurita da g ’ e contenente h ; Incoloy 901 (in seguito chiamata 901), ricca in nickel, indurita da g ’ e contenente h ; Inconel 718 (in seguito chiamata 718), ricca in nickel, indurita da g ’’ e contenente d . Un’altra lega usata è la Pyromet 860, anch’essa ricca in nickel, indurita da g ’, e che può formare fase h .

Figura 1: Composizioni nominali delle principali superleghe Fe-Ni

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2-Leghe e tipi di leghe

Tutte le superleghe Ni-Fe sono indurite per precipitazione, ma variano nelle caratteristiche del processo di indurimento. Per far chiarezza su questi effetti, le leghe vengono qui divise a seconda del meccanismo predominante.

Un gruppo numeroso è quello contenente le leghe indurite dalla fase ordinata g ’ FCC: esempi ne sono la A-286, la 901 e la 860. Questo gruppo può a sua volta essere suddiviso in leghe contenenti bassi quantitativi di nickel (25-26%), come la A-286, che vengono usate fino a temperature di 650ƒC, e leghe contenenti nickel in maggiori quantità (42-43%), come la 901 e la 860, usate fino a temperature di 815ƒC.

Le Inconel 718 e 706 (contenente più ferro rispetto alla 718) rappresentano un secondo gruppo, nel quale l’indurimento primario è dato dalla fase ordinata g ’’ BCT; queste leghe presentano eccellenti proprietà a temperature criogeniche e vengono usate fino a 650ƒC.

Un terzo gruppo deve il proprio indurimento a carburi, nitruri e carbonitruri, come le serie HMN (Fe, 18.5 Cr, 9.5 Ni, 3.5 Mn) e CRMD (Fe, 23 Cr, 5 Ni, 5 Mn, 1 W, 1 Mo): esse vengono usate fino a circa 815ƒC.

L’ultimo gruppo contiene leghe per le quali non è possibile l’indurimento per precipitazione, o lo è in minima parte: Hastelloy X (Ni, 22 Cr, 18.5 Fe, 9 Mo, 1.5 Co) ed Inconel 625 sono esempi tipici. Queste leghe vengono usate soprattutto in applicazioni nelle quali si hanno sforzi modesti a temperature dell’ordine di 1100ƒC, nelle quali il requisito principale è la resistenza all’ossidazione.

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2.1-La matrice austenitica

La fase austenitica in molte superleghe Ni-Fe deve mostrare un opportuno bilanciamento tra i quantitativi di nickel e ferro; questo equilibrio è molto significativo in quanto influenza il costo della lega ed il suo range di applicazione temperatura-sforzo. Tenori elevati di nickel sono generalmente associati a maggiori temperature di esercizio, migliore stabilità e maggior costo.

Dal momento che molte di queste superleghe contengono tenori di carbonio relativamente modesti, meno dello 0.1%, e quantitativi significativi di elementi ferritizzanti come cromo e molibdeno, la quantità minima di nickel per mantenere la matrice austenitica è all’incirca il 25% in peso. L’aggiunta di cobalto o di altri elementi austenitizzanti può abbassare significativamente questa quantità.

Alti tenori di ferro, in aggiunta ad un abbassamento del costo ed ad una migliorata malleabilità, tendono ad un innalzamento del punto di fusione; sfortunatamente, leghe ricche in ferro hanno una peggiore resistenza all’ossidazione rispetto a leghe ricche di nickel.

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2.2-Elementi indurenti per soluzione

Tipicamente, gli elementi indurenti per soluzione aggiunti nelle superleghe Fe-Ni includono approssimativamente il 10-25% di cromo, 0-9% molibdeno, 0-5% titanio, 0-2% alluminio e 0-7% colombio. Il tungsteno può essere usato al posto del molibdeno, così come il tantalio al posto del colombio, ma il costo e gli svantaggi dovuti alla maggior densità determinano una piccola richiesta di questi elementi pesanti.

Dei precedenti elementi, il molibdeno è considerato il più utile, ed inoltre contribuisce alla formazione di carburi e fase g ’; il parametro reticolare del cobalto è troppo simile a quello del nickel e del ferro, per renderlo un effettivo elemento indurente. Tuttavia il molibdeno espande il reticolo della matrice g , mentre il cobalto lo restringe, se essi sostituiscono il ferro. Inoltre entrambi possono partecipare all’effetto di mismatch g -g ’ ed in questo modo influenzano la precipitazione e la stabilità di g ’.

Il cromo è un efficace indurente della fase g della matrice, ed inoltre entra a far parte della fase g ’, tuttavia la sua funzione principale è conferire resistenza all’ossidazione.

Anche il carbonio, il colombio, il titanio, l’alluminio, il vanadio e lo zirconio si sciolgono nell’austenite, ed in questo modo si comportano da indurenti per soluzione, ma questa non è la loro funzione principale nelle superleghe di uso commerciale.

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2.3-Elementi indurenti per precipitazione

I più efficaci indurenti per precipitazione sono il titanio, il colombio e l’alluminio; essi formano composti con il nickel del tipo A3B, che sono le fasi ordinata g ’ FCC ed ordinata g ’’ BCT, le quali conferiscono i maggiori effetti di indurimento alle elevate temperature.

è importante notare che il titanio è il principale formatore di g ’, mentre il colombio è il principale formatore di g ’’ nelle superleghe a base Ni-Fe indurite per precipitazione di g ’ o g ’’. L’alluminio, che è solo in minima parte contribuente a queste fasi, è invece efficace nel conferire resistenza all’ossidazione; inoltre esso, assieme a titanio e colombio, è efficace nella disossidazione del fuso delle superleghe a base Ni-Fe.

Possono inoltre essere trovati nelle fasi g ’ e g ’’ cobalto, ferro, molibdeno, tungsteno, cromo, vanadio e zirconio.

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2.4-Altri elementi con effetti benefici

Vengono introdotti intenzionalmente anche altri elementi in queste superleghe: il boro viene aggiunto in quantità dell’ordine dello 0.003-0.03% per migliorare la lavorabilità e le proprietà di resistenza a rottura, così come lo zirconio, che inoltre è un elemento formatore di carburi. Studi indicano che l’effetto di questi due elementi in corrispondenza del bordo di grano è tale da indurre cambiamenti nelle relazioni tra le energie interfacciali, e ciò favorisce la coalescenza e la sferoidizzazione di fasi secondarie precipitate a bordo grano. Tali particelle globulari, a blocchi o sferoidizzate danno luogo ad un bordo grano più duttile in confronto a quello associato ad un film continuo.

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3-METALLURGIA FISICA

3.1-Fasi

I fattori di comprimibilità di molte superleghe Ni-Fe causano una forte tendenza a formare fasi con le distanze interatomiche tipiche delle cosiddette fasi TCP (topologically closed packed), o di tipo A2B, ossia le fasi s , m , c e Laves.

E' noto che i composti del tipo A3B (o g ’) sono degli indurenti molto più efficaci in una matrice austenitica rispetto a quelli del tipo A2B.

I carburi sono un’altra classe importante di fasi che intervengono in queste leghe: tutte le superleghe commerciali formano carburi del tipo MC (idiomorfi o irregolari) e/o carbonitruri durante la solidificazione. Questi carburi non vengono drasticamente cambiati durante forgiatura, trattamento termico, o le normali temperature di utilizzo di queste superleghe (T<815ƒC). La "M" in MC è più comunemente titanio, ma altri elementi come molibdeno, colombio, vanadio, zirconio o tantalio possono farvi parte.

Alcuni carburi del tipo MC possono essere visti in forma grossolana ed irregolare nella figura sottostante.

Figura 2(a,b,c): varie configurazioni di carburi

Carburi di forma globulare a bordo grano sono in genere associati ad una buona duttilità, mentre si deve evitare che si formino come film continuo, in quanto ciò, durante la lavorazione o il servizio, provoca infragilimento.

Poche leghe presentano carburi del tipo M6C durante solidificazione, in quanto poche possiedono abbastanza molibdeno per indurne la precipitazione; tuttavia essi sono stati identificati a bordo grano della 718 a grana grossa trattata termicamente.

Un carburo di grande importanza è M23C6: esso appare a bordo grano durante la lavorazione, trattamento termico, o in servizio. Molto spesso i trattamenti termici provocano la formazione di M23C6 in forma globulare o a blocchi, nei quali M è principalmente cromo, mentre in servizio esso appare sotto forma di film.

Possono poi apparire anche nitruri, carbonitruri , ossidi e boruri, tuttavia queste fasi che si formano durante la solidificazione hanno un effetto praticamente insignificante sulle proprietà. Problemi sorgono solamente quando ne sono presenti quantitativi elevati.

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3.2-Meccanismi di indurimento

Tutti gli elementi indurenti per soluzione solida influenzano il parametro reticolare della matrice g e talvolta anche quello della fase g ’; è inoltre ben noto che l’effetto di indurimento di un precipitato è correlato al suo grado di coerenza o incoerenza con la matrice, quindi in aggiunta all’effetto di indurimento per soluzione solida questi elementi possono avere un notevole effetto sull’efficienza dell’indurimento per precipitazione.

Il principale meccanismo di indurimento nelle superleghe Ni-Fe è la precipitazione di g ’ e g ’’; alla base vi è il concetto che un precipitato dalle giuste dimensioni e distribuzione ostacola il passaggio delle dislocazioni attraverso la struttura cristallina, sebbene questa sia certamente una spiegazione affrettata.

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3.2.1-Precipitazione della fase g

La forma delle particelle di g ’ nelle superleghe Ni-Fe è di solito sferica. Ciò suggerisce che il mismatch tra i due reticoli sia inferiore allo 0.5% circa, ed infatti vi sono evidenze sperimentali che supportano l’idea che la g ’ sia coerente con la matrice per un ampio range di dimensioni di g ’.

è possibile collegare la resistenza dei sistemi nickel-ferro a molti (ma non necessariamente additivi) effetti, analogamente a quanto avviene nelle superleghe a base nickel: bordo di antifase di g ’, resistenza di g e g ’, deformazioni indotte dalla coerenza, frazione volumetrica di g ’, dimensione delle particelle di g ’, diffusività in g e g ’.

L’indurimento è funzione della dimensione delle particelle di g ’: prima di raggiungere il picco durante l’invecchiamento, la resistenza aumenta con la dimensione, a parità di frazione volumetrica di precipitato. In queste condizioni, le dislocazioni passano attraverso i precipitati di g ’ e sono accoppiate a causa dell’alta energia dell’interfaccia dei domini di antifase (poichÈ g ’ è ordinata, per penetrare il precipitato è necessaria una dislocazione di superreticolo composta da due dislocazioni normali, se l’ordine deve essere mantenuto).

Una volta raggiunto il picco di resistenza, essa diminuisce con continuità al crescere della dimensione delle particelle, perchÈ le dislocazioni le bypassano facilmente aggirandole. Dal momento che la frazione volumetrica di precipitato è inferiore allo 0.2, l’optimum viene raggiunto per dimensioni tra i 100 ed i 500 ‰.

Un adeguato trattamento termico è decisivo per le prestazioni della lega: in generale, se sono richieste resistenza a creep a bassa temperatura o elevate proprietà per un tempo breve, prima dell’invecchiamento viene usata una bassa temperatura di solubilizzazione; per elevate resistenza a creep ed a rottura (accompagnate però da un calo in duttilità) viene utilizzata una più elevata temperatura di solubilizzazione. Per esempio, per la A-286 il primo requisito viene raggiunto con una temperatura di 900ƒC, mentre il secondo a 980ƒC. Se questa stessa lega viene solubilizzata a 1120ƒC risultano ancora migliori proprietà a creep, ma la duttilità è ridotta al punto tale che la sensibilità all’intaglio diventa un problema.

Un fatto importante è che la temperatura di invecchiamento deve essere mantenuta a livelli inferiori rispetto ai quali una significativa quantità di g ’ si trasforma nell’esagonale Ni3Ti.

La resistenza della lega dipende anche dalla frazione volumetrica di precipitato: questa può essere aumentata aggiungendo più elementi indurenti (alluminio e titanio). Se si desiderano le migliori proprietà, esistono dei limiti sul quantitativo dei due elementi, sul loro rapporto e la loro somma. L’obiettivo cercato è formare g ’ e prevenire la formazione di altre fasi, e l’addizione di titanio è efficace in questa direzione. Comunque, l’aggiunta di alluminio produce un effetto sinergico ed inibisce la formazione dell’indesiderata fase h (Ni3Ti). Quando le due quantità sono comparabili, tende a formarsi Ni2AlTi, con maggiori tenori in alluminio si forma la fase b [Ni(Al,Ti) o NiAl]; in entrambi i casi, vi è un decadimento delle proprietà.

Figura 3: fase g' in una lega 901

Per le leghe indurite dalla precipitazione di g ’, si ritiene che il quantitativo appropriato di alluminio e titanio sia correlato alla massimizzazione dell’energia del bordo di antifase e con la frazione volumetrica adeguata a mantenere la stabilità della lega assieme ad una buona duttilità. Molte di queste leghe contengono tenori maggiori di titanio in confronto all’alluminio, poichÈ ciò si traduce in un aumento di resistenza ed una diminuzione della tendenza a formare fasi dannose.

Per contro, l’alluminio innalza la temperatura di solvus della g ’ ed accresce la sua stabilità nei confronti della trasformazione in fase h .

E' stato suggerito che la quantità "ottima" di questi due elementi sia approssimativamente di 2.5-3.5% di titanio e 1-1.5% di alluminio.

Studi hanno indicato che g ’ è sì coerente con la matrice, ma le deformazioni indotte da questa coerenza sono basse ed in quanto tali non sono la maggior fonte di indurimento di queste leghe. Si ritiene quindi che il più significativo meccanismo di indurimento per precipitazione sia l’effetto dell’energia del bordo di antifase.

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3.2.2-Precipitazione della fase g ’’

Ci sono quattro superleghe a base Ni-Fe il cui indurimento dipende principalmente dalla precipitazione della fase g ’’ invece che della fase g ’ (o in aggiunta a tale precipitazione). Queste includono la 718, la 706, la RenÈ 62 e la Udimet 630; esse contengono all’incirca il 2-6% di colombio e notevoli quantitativi di ferro, tuttavia solo nella 718 il precipitato che conferisce il maggior indurimento è stato sicuramente identificato come la fase g ’’ BCT. Questa lega, in aggiunta agli elevati valori di resistenza ottenibili a temperature moderatamente elevate (650ƒC), è meno sensibile alle cricche dovute allo strain aging in zona termicamente alterata dopo saldatura.

L’effettivo meccanismo di indurimento nella 718 è associato alle deformazioni indotte dalla coerenza prodotte dalla precipitazione della fase g ’’.

Essa ha una morfologia a dischetti che mantiene le seguenti relazioni con la matrice FCC: [001] g ’’ // <001>g e { 100} g ’’ // { 100} g . La lega contiene inoltre, in quantità inferiori, g ’, in forma sferica.

Al di sopra dei 700ƒC la resistenza diminuisce marcatamente a causa di un rapido ingrossamento di g’’, di un certo grado di soluzione tra g ’ e g ’’ e della formazione della fase d ortorombica Ni3Cb.

è stata notata una carenza di duttilità in presenza di intaglio nella 718, e ciò è stato imputato a zone a bordo di grano impoverite di g ’’: il fenomeno è però reversibile e la duttilità della lega può venire ripristinata tramite un opportuno trattamento termico. La presenza di zone libere da precipitato (PFZ) in corrispondenza del bordo grano non è sempre dannosa per le proprietà, infatti esse possono essere anche benefiche, a seconda della dimensione delle zone e la loro resistenza in relazione alle proprietà del bordo grano e della matrice.

Figura 4: fase g'' in una lega 718

 

Figura 5: micrografia di una lega 718 riscaldata a 700ƒC per 6048 ore ad uno sforzo di 260 MPa. I precipitati sono dischi di g'', sfere di g' e placchette di d

La 718 può essere sottoposta a sforzi alla temperatura di 650ƒC per almeno 10000 ore senza la formazione di significative quantità di fase d , tuttavia gli sforzi di creep accelerano le reazioni di invecchiamento: si è visto infatti che una prima prova a creep condotta per 500 ore a 350 MPa sia a 675ƒC che a 700ƒC produce l’ingrossamento delle particelle di g ’’ e la formazione di placchette di d, con conseguente aumento di duttilità a rottura e diminuzione di durata in una successiva prova a creep a 650ƒC con 770 MPa.

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4-Overaging

Nelle superleghe a base Ni-Fe i precipitati indurenti spariscono per valori di temperatura compresi nel range tra i 650 ed i 760ƒC, formando un’altra struttura e morfologia che risulta essere meno efficace nell’indurimento. Questo comportamento può essere correlato alla maggior tolleranza, da parte del ferro, per altre strutture, ed inoltre stabilisce un limite superiore alla temperatura di utilizzo di questa classe di superleghe. In leghe indurite da titanio ed alluminio, con prevalenza del primo, può eventualmente formarsi fase h esagonale e quindi sostituire la g ’. Inoltre, a differenza di quest’ultima, la fase h non può contenere altri elementi.

La sua precipitazione avviene in due modi: a bordo di grano in forma cellulare o all’interno del grano sotto forma di piastrine (struttura di Widmanst”tten); il primo tipo di precipitazione appare a temperature inferiori rispetto al secondo. In entrambe le situazioni si riscontra un matching tra i piani e le direzioni di massimo impacchettamento della fase h e della matrice g in contatto con essa: (0001)h // { 111} g , <1210>h // <110>g . La precipitazione cellulare consiste in lamelle alternate di g e h aventi orientazioni casuali rispetto al grano al cui interno stanno crescendo; la sua presenza è spesso associata ad una perdita di proprietà meccaniche dovuta all’ingrossamento della spaziatura tra lamelle di h .

Figura 6(a,b): a) fase h cellulare b) fase h a placchette

La formazione mediante meccanismo di Widmanst”tten (figura 6b) sembra essere dipendente dalla temperatura, e la sua presenza è accompagnata da una perdita di resistenza ma non di duttilità.

L’incrudimento ed un maggior quantitativo di titanio aumentano la driving force per la formazione di h ; aggiunte di alluminio, d’altra parte, inibiscono la formazione di h per due motivi: primo h non presenta solubilità per questo elemento (al contrario di g ’), e quindi deve essere rimosso dai siti di nucleazione di h prima che essa possa svilupparsi. In secondo luogo l’alluminio diminuisce la distorsione g /g ’, riducendo quindi la driving force per la precipitazione di h .

Per leghe con rapporto Al/Ti „ 1 l’esposizione ad elevate temperature può portare alla sostituzione della g ’ da parte di Ni2AlTi o di b . A temperature moderate si ha un rapido sovrainvecchiamento a causa dell’alta incompatibilità di queste fasi BCC con la matrice in fase g FCC; non si osserva precipitazione in forma cellulare in questo range di rapporti, ma solo la formazione di grosse piastrine, dovuta ad un rapido sovrainvecchiamento.

In leghe come la 718 si formano piastrine di fase d ortorombica per tempi lunghi a temperature sufficientemente elevate; il loro aspetto suggerisce un matching tra le direzioni ed i piani di massimo impacchettamento come nel caso della fase h . Con un eccessivo quantitativo di d si ha un deterioramento delle proprietà a causa della morfologia grossolana di questo precipitato. Esso può formarsi durante un trattamento di soluzione per tempi relativamente brevi e può portare a cambiamenti indesiderati. A differenza della 718, la cinetica di formazione di d nella 706 è molto più lenta.

La trasformazione in fase d è accelerata da alti tenori di silicio e colombio e bassi di alluminio, mentre la sostituzione del colombio da parte del tantalio provoca un significativo ritardo nella formazione di d .

Figura 7: fase d in una lega 718

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5-Altre fasi

Come già precedentemente notato, questo tipo di superleghe è soggetto alla precipitazione di altre fasi, tipizzate dalla s e dalla Laves; la loro presenza può alterare le caratteristiche meccaniche attraverso le loro caratteristiche meccaniche, assieme ai concomitanti cambiamenti nella matrice e nella chimica del bordo di grano. Il grado di cambiamento è inoltre correlato alla quantità, morfologia e distribuzione delle fasi in questione, e non sempre la loro presenza è dannosa.

5.1-Le fasi TCP

In leghe nelle quali la composizione non è stata controllata attentamente, può venire indotta la formazione di fasi dure ed indesiderate durante il trattamento termico o durante il servizio. Le fasi TCP sono caratterizzate come composti con strati di atomi a massimo impaccamento, i quali formano dei network a forma di paniere intrecciato allineati con i piani ottaedrici della matrice austenitica FCC.

Queste fasi, i cui effetti sono normalmente dannosi, appaiono come sottili piastrine, che spesso nucleano al bordo grano di carburi.

La sigma e le altre fasi simili (m e Laves) hanno un effetto specifico e dannoso sulle proprietà della lega: la loro morfologia a piastrine è un eccellente sito di nucleazione e propagazione di cricche, che portano ad una frattura fragile a bassa temperatura, allo stesso modo degli acciai inossidabili ferritici contenenti fase sigma. Il loro aspetto più importante è comunque sulla resistenza a rottura a temperature elevate: esse presentano un alto contenuto di metallo refrattario, sottratto alla matrice e che quindi ne causa l’indebolimento. Inoltre, la frattura ad alta temperatura avviene catastroficamente lungo le piastrine di sigma piuttosto che a bordo grano.

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5.2.1-Fase sigma

Questa fase dalla struttura tetragonale viene trovata per un ampio intervallo di composizioni e per un rapporto tra le misure atomiche variante tra 0.93 e 1.15. Un film continuo di fase sigma a bordo grano può ridurre notevolmente la duttilità, mentre in forma intragranulare a blocchi può incrementare la duttilità a creep. Quando precipita in forma di piastrine ci si aspetta che l’interfaccia con la matrice funga da sito preferenziale per una facile frattura.

Analisi condotte sulla A-286 mostrano che il nickel tende ad evitare di entrare a far parte di questa fase, di conseguenza la formazione di sigma è favorita quando il nickel nella lega è impegnato in altre fasi o quando il suo quantitativo totale viene ridotto. Incrementando il tenore di alluminio si favorisce la presenza di sigma, e per alte concentrazioni può portare ad una lega fragile e difficile da forgiare. Parte dell’effetto dell’alluminio è associato alla rimozione di nickel dalla matrice per formare g ’ o b ; comunque non tutti questi effetti sono dovuti a questa ragione.

In molti studi si è visto che la presenza di M23C6 non permette la nucleazione di sigma: infatti sono coinvolte due precipitazioni competitive. Due siti favorevoli alla precipitazione di fase sigma sono i bordi grano ed i geminati, mentre la deformazione a freddo accelera le cinetiche. La precipitazione di carburi può sia ritardare che accelerare la formazione di sigma, a seconda degli elementi coinvolti.

Aumentando il tenore di silicio si favorisce la presenza di sigma, e per quantitativi di essa maggiori del 5% si ha una drastica caduta di resistenza ad impatto a temperatura ambiente.

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5.2.2-Fase Laves

In queste leghe, la fase Laves si trova di solito nella morfologia esagonale tipo MgZn2, con formula generale (Fe, Mn, Cr, Si)2(Mo, Ti, Cb), ed è favorita dall’aumento della quantità di certi elementi come silicio e colombio.

Figura 8: fase Laves a blocchi e fase d aciculare in una lega 718 associate alla segregazione durante colata

Come nel caso della fase sigma, l’aggiunta di elementi può influenzare in modo indiretto, ma molto significativo la stabilità di questa fase, per esempio l’aggiunta di alluminio nella Inconel 718 causa instabilità, mentre il livello di boro nella Incoloy 901 determina se la fase Laves appaia o meno.

Sono inoltre stati fatti dei tentativi di sviluppo di leghe indurite dalla precipitazione di fase Laves, ma sebbene si fosse avuto un certo indurimento, la crescita della fase era molto rapida. Prove di trazione a 700ƒC hanno dimostrato che il cedimento prematuro era associato alla presenza di Laves a bordo grano.

Sebbene la Inconel 706 formi fase Laves, la appropriata pratica di annealing, la sequenza di invecchiamento e l’uso di temperature adatte sono tali da minimizzarne la formazione, quindi non appaiono effetti deleteri per le proprietà meccaniche.

La presenza di quantitativi dell’ordine del 2-3% di fase Laves nella CG-27 riduce la vita a rottura, mentre nella Inconel 718 vengono ridotte la resistenza a snervamento e la duttilità. Per contro, la sua presenza a bordo grano della A-286 non influenza le proprietà a 600ƒC.

è stato fatto un interessante tentativo di impiegare una precipitazione pesante di fase Laves a blocchi a bordo grano per favorire la duttilità escludendo la formazione di un film di carburi a bordo grano stesso. La lega, intesa per applicazioni come lastre saldate, ebbe successo in questo obiettivo, ma la capacità di riparazione della saldatura ne risultava fortemente compromessa a causa della formazione di fase Laves aciculare durante la seguente esposizione in temperatura.

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5.2.3-Fase G

Sono state individuate numerose composizioni per questa complessa fase FCC, che si trova generalmente a bordo grano in forma globulare. Un fattore comune (basato su studi sulla A-286) è il nickel, assieme a titanio e silicio; il cobalto ed il ferro possono sostituirsi al nickel in questa fase, ed il silicio occupa un ruolo chiave nella sua formazione.

Un’importante conseguenza della fase G è la rimozione di nickel dalla matrice, e quindi un aumento della tendenza alla formazione di fasi sigma e Laves. Anche se la fase G ha un modesto effetto sull’energia assorbita ad impatto a temperatura ambiente e sulle proprietà tensili per sforzi indipendenti dal tempo a 650ƒC nella A-286, le proprietà di sforzo a rottura alla stessa temperatura mostrano un peggioramento associato alla formazione di cricche all’interfaccia fase G/bordo grano. è stato fatto notare che questo peggioramento è accompagnato da un sostanziale incremento in duttilità che potrebbe mostrarsi utile se un’applicazione richiede un compromesso tra le proprietà.

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5.2.4-Fase m

Questa fase trigonale assume la forma a piastrine parallele al piano { 111} g , ed è stata vista formarsi nella 901 contenente lo 0.1% di boro e nella 860. La riduzione di resistenza a temperatura ambiente osservata in quest’ultima quando essa contiene fase m non è però attribuibile alla sua presenza, così come la rottura a temperatura ambiente o a temperature elevate non avviene lungo le piastrine di m .

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6-Carburi

La funzione dei carburi è triplice: primo, se sono presenti in quantità sufficienti carbonio ed altri elementi, si ha precipitazione di carburo nella matrice, consentendo una prima fonte di indurimento (la dimensione dei precipitati deve essere dell’ordine dei 300 ‰ per un effettivo effetto indurente); secondo, carburi a bordo grano promuovono la resistenza in questa regione, e sono spesso essenziali per un comportamento ottimale della lega; terzo, il carbonio, in combinazione con certi elementi, li inibisce dal contribuire all’instabilità delle fasi. I carburi che si formano sono del tipo MC, M6C, M23C6 ed in minor quantità M7C3 e M4C3.

6.1-Effetto di indurimento

Nel considerare l’indurimento della matrice austenitica per precipitazione, nelle leghe vengono impiegati carbonio soltanto, carbonio ed azoto (carbonitruri), carbonio e fosforo e carbonio con azoto e fosforo. L’aggiunta di fosforo induce una precipitazione più finemente dispersa rispetto all’uso del solo carbonio. Da misure di parametro reticolare, appare che esso si sostituisca nella formazione di M23C6 dando luogo a (M, P)23C6, che presenta un matching migliore con il reticolo della matrice. Questo elemento inoltre ritarda la tendenza al sovrainvecchiamento del precipitato.

I precipitati coinvolti in queste leghe possono anche formarsi secondo una morfologia di Widmanst”tten (intragranulare), o con una struttura cellulare nucleata a bordo grano: quest’ultima fa diminuire il limite di snervamento e la duttilità a temperatura ambiente, ed è anche deleteria nei confronti della resistenza ad alta temperatura.

Al crescere del contenuto di carbonio ed azoto, o di carbonio più azoto più fosforo, risultano migliorate le proprietà in temperatura, ma cresce anche la tendenza a formare struttura cellulare; quindi è necessario individuare una appropriata temperatura di invecchiamento con un tenore di elementi che garantiscano buoni livelli di resistenza (C + N + P ~ 0.5%), e questo valore di temperatura è generalmente attorno ai 700ƒC. Ciò limita però il campo di applicazione della lega.

Le HNM e le HTX sono esempi di leghe che usano fosforo per indurre la precipitazione di carburi, mentre la G-18B fa affidamento al solo carbonio, ma essa contiene un forte formatore di carburi, il colombio. Questo elemento produce, oltre a M6C e M23C6, una fase MC che ha maggior stabilità ad alta temperatura. La precipitazione di CbC primario avviene in prossimità delle dislocazioni della matrice nella G-18B, ma è stata mostrata precipitazione vicino alle dislocazioni in altre leghe a base ferro.

Alcune dislocazioni si dissociano durante la precipitazione per formare larghe bande di stacking fault, che sono siti per una precipitazione molto fine di CbC e TiC. L’inizio della precipitazione agli stacking fault è associata ad un marcato aumento di resistenza ed ad una moderata perdita di duttilità, ma questo effetto è molto ridotto a temperature di soluzione inferiori.

Le CRM-6D, -15D e –18D sono leghe di sviluppo successivo, e sono intese ad un utilizzo come turbine a gas automobilistiche; dal momento che viene usato colombio, sono presenti carburi primari in aggiunta ai carburi (ricchi in cromo) M7C3 e M23C6, che sono prodotti dai trattamenti termici di invecchiamento.

In contrasto con l’effetto di indurimento della matrice, deve tuttavia essere notato che, sotto opportune condizioni, i carburi nelle superleghe sono suscettibili a rottura, causando così effetti di concentrazione di sforzo. è necessario però un valore limite di deformazione superficiale per la rottura del carburo, e ciò può essere prevenuto da un’opportuna sequenza di lavorazione. La prevenzione del fenomeno di cracking è importante in quanto le superleghe a base nickel-ferro sono frequentemente usate in applicazioni a fatica.

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6.2-Effetti dei carburi a bordo grano

è possibile notare che con un tenore in carbonio inferiore allo 0.01% la resistenza a rottura e la duttilità possono essere drasticamente ridotte, e si ha inoltre una tendenza verso la formazione di fasi indesiderate. Sebbene il carburo M23C6 sia presente in alcune delle superleghe a base nickel-ferro, ci sono numerosi casi nei quali questo tipo di carburo non è presente o lo è in minima parte. Per esempio, nella Inconel 718 sono stati trovati solo precipitati di M6C, disposti a bordo grano di grani grossi; in una lega la cui composizione era vicina alla A-286, l’unica fase individuata a bordo grano era TiC.

L’effetto sulle proprietà meccaniche della precipitazione di carburi a bordo grano può essere associato ad una concomitante formazione di PFZ piuttosto che derivare dalla formazione del carburo stesso. La formazione di film di TiC a bordo grano nella V-57 e nella A-286 con l’esposizione a 1100ƒC ed oltre risulta essere dannosa alle caratteristiche di forgiatura e saldabilità; sembra che, in leghe di questo tipo, MC non sia così stabile da precludere un suo collasso, seguito dalla riprecipitazione di TiC a bordo grano. Studi compiuti sulla V-57 hanno stabilito che è possibile migliorarne la resistenza a rottura sotto carichi ciclici eliminando la precipitazione semicontinua di TiC per mezzo di un trattamento termico che permette la precipitazione in forma cellulare di Ni3Ti. Sebbene sembri che i film di carburi in generale riducano le proprietà in un modo o nell’altro, è stato tuttavia affermato che essi non sono dannosi per le proprietà di rottura a creep, ma anche tensili, della Inconel 718.

Nel passato, la sensibilità all’intaglio di queste superleghe era erroneamente attribuita ad un precipitato cellulare ben definito, ma ora si sa che leghe come la A-286 e la V-57 in queste condizioni non esibiscono necessariamente questo comportamento. La condizione di sensibilità all’intaglio in queste leghe è dovuta ad una precipitato di M23C6 cellulare, ma non ben definito.

Le caratteristiche della precipitazione a bordo grano di M23C6 sono state attentamente esaminate in leghe non commerciali; è stata individuata una preferenza nella distribuzione dei precipitati in corrispondenza delle zone di non allineamento del bordo. I punti tripli sono siti favoriti per la precipitazione di carburi, ed i bordi grano immediatamente adiacenti ad essi ne sono impoveriti. Questo comportamento probabilmente deriva da un impoverimento di atomi di soluto in queste aree, dovuto alla rapida crescita dei carburi ai punti tripli.

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7-Boro ed elementi presenti come tracce

Il boro. Gli effetti benefici del boro (ed in minor misura dello zirconio) sulle proprietà a creep sono un fenomeno ben documentato nelle superleghe a base nickel-ferro. Sebbene si concordi in genere sul fatto che il boro eserciti la sua influenza a bordo grano, i dettagli del meccanismo (o dei meccanismi) che agiscono rimangono oscuri.

L’aggiunta di boro può migliorare sensibilmente le proprietà resistenziali ed a rottura: un modo in cui questo miglioramento può avvenire è attraverso l’inibizione della reazione di precipitazione della fase h in forma cellulare, che, se presente in quantità eccessive, riduce la resistenza a creep. Il fatto che il boro ritardi la precipitazione di h , ma non nella forma Widmanst”tten, che è intragranulare, costituisce un’evidenza del fatto che esso è efficace a bordo grano. Anche lo zirconio agisce similmente al boro nei riguardi della precipitazione di h . La conseguenza pratica di questo comportamento è che può essere aggiunto più titanio per ottenere una lega più resistente, poichÈ il boro contrasterà la tendenza del titanio a promuovere la reazione di precipitazione cellulare, che causa un degrado delle proprietà.

Nelle Discaloy, l’aggiunta di boro porta ad una dispersione del precipitato a bordo grano con conseguente aumento in duttilità; questo, di conseguenza, permette di incrementare il contenuto di titanio (sempre all’interno dei limiti), alla condizione che il boro venga incrementato appropriatamente. Ricerche di un effetto di questo genere hanno portato allo sviluppo della lega W-545.

Il boro inoltre riduce la solubilità del carbonio nell’austenite; come risultato, può ridurre la dimensione dei precipitati TiC e M23C6, mentre ne accresce il loro numero. è stata notata anche un’affinazione della dimensione del grano, e ciò può essere utile in applicazioni nelle quali si richiede un’alta duttilità, come la saldabilità. Se la quantità di boro è sufficiente, si formano boruri, ed essi possono essere responsabili di effetti deleteri come la nucleazione di h in forma cellulare, la formazione di un eutettico a bordo grano a basso punto di fusione, o l’inizio di una cricca di fatica.

Elementi in tracce. La presenza non intenzionale di tracce di elementi, come piombo, antimonio, arsenico, stagno, bismuto, gallio, tellurio e selenio è un argomento importante nel campo delle superleghe. Concentrazioni basse nel range da 1 a 25 ppm possono influenzare il comportamento a creep delle superleghe a base nickel ed a base cobalto, e sembra logico presumere che questi elementi infragiliranno anche le superleghe a base nickel-ferro. è già noto che molti di questi elementi partecipano a reazioni di infragilimento da tempra quando presenti in concentrazioni da 10 a 700 ppm.

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8-Equilibri durante la precipitazione

Un utile approccio per capire i sistemi delle superleghe è basarsi su diagrammi di pseudoequilibrio; diagrammi di questo tipo esistono in letteratura per la Inconel 706 e la Pyromet 860. Per la A-286 i dati disponibili non mostrano sostanzialmente alcun effetto sulle temperature di solvus della h e della g ’ al variare del contenuto di titanio (1.9-2.4%) ed alluminio (0.1-0.3%); il valore per la g ’ nella A-286 è all’incirca di 850ƒC, mentre per la h è di 915ƒC per trattamenti di 1 ora su barre lavorate a caldo. La figura 9 mostra le fasi presenti in una barra di Incoloy 901 lavorata a caldo.

Per leghe di questo tipo e del tipo Pyroment 860 le temperature di solvus per la g ’ crescono al crescere del quantitativo di titanio ed alluminio, mentre per la h crescono al solo crescere del contenuto di titanio. Nella figura sottostante i dati per la 901 sono stati riportati per convenienza in funzione del totale titanio+alluminio.

Figura 9: relazioni tra le fasi in una lega 901 ed effetto del trattamento di soluzione sulla microstruttura lavorata a caldo (ingr. 1000X)

Uno dei maggiori vantaggi della Incoloy 901 sulla A-286 è il valore più elevato delle temperature di solvus per le fasi h e g ’; come già detto, nella A-286 il valore per la fase g ’ è di 850ƒC, mentre nella 901 è di 940ƒC, per la fase h sono 915ƒC (A-286) e 1000ƒC (901). Il valore maggiore nella 901 si traduce in una più alta temperatura di servizio, e può essere attribuito fondamentalmente al maggior contenuto in nickel e titanio.

La figura 10 mostra le relazioni tra le fasi per la Inconel 718, anche in questo caso ricavate da una barra lavorata a caldo; sia la temperatura di solvus della g ’’ che della fase d crescono col crescere del tenore di colombio; per la Inconel 706 le relazioni per la g ’’ e le fasi d e h crescono con il tenore di colombio e titanio. Il valore maggiore per la temperatura di solvus di g ’’ per la Inconel 718 rispetto alla 706 possono essere messe in relazione al suo più elevato contenuto di nickel e colombio.

Figura 10: relazioni tra le fasi in una lega 718 ed effetti del trattamento di soluzione sulla microstruttura lavorata a caldo (ingr. 1000X)

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8.1-Velocità di precipitazione

Un altro aspetto interessante di queste superleghe è l’utilità dei diagrammi TTP (Tempo – Temperatura - Precipitazione). Per leghe come la Inconel 718 esistono diagrammi come in fig. 11 che possono aiutare nella scelta ottimale della sequenza dei trattamenti termici per ottenere un’adeguata risposta delle proprietà.

E' interessante correlare questa figura alla microstruttura di una 718 (fig. 7): come è possibile vedere, i bordi grano di una 718 trattata termicamente spesso contengono fase d in forma globulare o a placchette. La figura seguente conferma che, per una 718 laminata a caldo, il trattamento di soluzione di 1 ora porta alla precipitazione di fase d . La fase g ’’ a forma di disco visibile nella fig. 4 è stata originata dalla sequenza di invecchiamento visibile nella fig. 11; i diagrammi TTP possono anche essere usati per prevedere gli effetti della stabilità delle fasi.

Questi diagrammi vanno usati con attenzione nelle leghe nickel-ferro, poichÈ lo stato energetico (la condizione del materiale di partenza) può spostare le curve del diagramma stesso verso destra o sinistra, mentre alcuni cambiamenti nella composizione possono spostarle verso l’alto. I confronti fra leghe o condizioni di utilizzo facendo riferimento a questi diagrammi dovrebbero quindi essere fatti tenendo ben presenti queste considerazioni.

Figura 11: diagramma TTP per una barra di Inconel 718 laminata a caldo. E' indicato il tipico trattamento termico

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8.2-Formazioni delle fasi secondarie

Le superleghe a base nickel e ferro sono più inclini alla formazione di fasi secondarie come la G, la s, la m e la Laves rispetto alle superleghe a base nickel; parte della formazione può avvenire già nel lingotto. Ad ogni modo, se viene condotto un accurato controllo chimico e vengono impiegati degli appropriati step di lavorazione a caldo per il trattamento del lingotto, queste piccole quantità di fasi secondarie sono eliminate.

Un aumento di alluminio, titanio, colombio e silicio favorisce la fase Laves, mentre aumentando boro e zirconio vengono minimizzate le quantità di Laves e m .

Fasi secondarie presenti nel prodotto finito possono influenzare le proprietà meccaniche a causa dei cambiamenti chimici associati alla loro formazione, ma anche a causa dei loro effetti diretti. La grandezza di questi cambiamenti sarà una funzione della morfologia, della distribuzione e della frazione volumetrica di fase presente.

Dal momento che molte di queste leghe non vengono impiegate a temperature superiori ai 750ƒC circa, la formazione di queste fasi durante il servizio è relativamente rara; inoltre, la loro natura "povera" rende improbabile la formazione di grosse frazioni volumetriche di queste dannose fasi.

Le piastrine di s sono in genere associate ad una frattura fragile all’interfaccia matrice – piastrina, o inducono una perdita di resistenza a causa dell’impiego non efficiente degli elementi in lega. Nonostante ciò, studi sulla 718 hanno mostrato che piccole quantità di fase s formatasi durante il servizio non influenzavano le proprietà di resistenza a rottura. La formazione di m , anche se dannosa per alcune leghe di nickel, è innocua per le proprietà ad alta temperatura della Pyromet 860; studi sulla Laves variano, come risultati, dalla utilità, all’innocuità fino ad un comportamento dannoso. La fase G, un complesso cubico di nickel, titanio e silicio, diminuisce la vita a rottura della A-286, ma senza avere altri effetti nocivi sulle altre proprietà.

La formazione di fasi secondarie in queste leghe deve essere evitata dove possibile, a causa degli effetti imprevedibili che possono seguire; bassi stati energetici (ad esempio dopo annealing) ed assenza di elementi che prendono parte direttamente alla formazione di fasi secondarie ne limiteranno la comparsa.

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9-Influenza dell’ambiente

L’importanza dell’ambiente sulle prestazioni delle superleghe a base nickel e cobalto è noto, poichÈ le reazioni superficiali avvengono abbastanza rapidamente alle temperature alle quali esse vengono esposte. Dal momento che le superleghe a base nickel-ferro vengono usate nel range di temperature da 540 a 760ƒC, l’aspetto dell’ambiente è meno critico. Inoltre, il contenuto in cromo è generalmente attorno al 15% o anche di più, assicurando una buona protezione dall’ossidazione. Comunque, se una lega come la Hastelloy X viene esposta a temperature di 980ƒC o più, le reazioni di ossidazione assumono maggior importanza, e bisogna assicurare una certa protezione.

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9.1-Leghe non protette

Sia il molibdeno che il tungsteno influenzano in modo negativo la resistenza all’ossidazione, in particolare il primo produce un effetto di blistering associato presumibilmente alla formazione di ossido di molibdeno volatile. Sotto certe condizioni in motori nei quali si trovano condizioni operative con ambienti salati o sulfurei, la lega N-155 può essere sottoposta ad un severo attacco. Un altro aspetto dell’interazione con l’ambiente è l’incremento dell’ossidazione in regioni localizzate, cosa che può essere notata nelle leghe A-286, V-57 e M-308 a causa di deformazioni derivanti da fatica a basso numero di cicli. Durante il ciclaggio, si sviluppano regioni di intensa ossidazione locale: l’aspetto particolare di queste regioni è dovuto alla ripetuta rottura del film di ossido causata da una deformazione fortemente localizzata associata alle bande di fatica. L’ossidazione localizzata, di conseguenza, porta ad un intaglio in superficie, ulteriore localizzazione della deformazione e quindi ulteriore localizzazione dell’ossidazione. Questo ciclo di eventi si ripete finchÈ non accade una rottura localizzata.

La Hastelloy X viene usata in componenti sottili di turbine a gas che possono essere esposte ad ambienti ossidanti a temperature di 980ƒC ed anche oltre: a temperature così elevate, lo spessore alterato di questa lega è composto da due strati. Quello più interno comporta un impoverimento della lega, mentre quello esterno contiene un prodotto di ossidazione interna che si forma nell’area precedente. Dopo l’esposizione ad alte temperature, le proprietà meccaniche risulteranno compromesse, in particolar modo nelle sezioni sottili, limitando quindi le loro temperature di utilizzo. Il comportamento ad ossidazione della Hastelloy X e di altre leghe la cui scaglia principale di ossido è costituita da Cr2O3 è complicato dalla volatilizzazione di una significativa quantità di Cr2O3 che avviene a 980ƒC ed oltre per reazione con l’ossigeno per dare CrO3, che è gassoso. In condizioni di esposizione dinamiche la velocità di ossidazione diventa catastrofica se la temperatura è sufficientemente elevata, poichÈ il CrO3 viene continuamente asportato dalla superficie dal getto di gas ad alta velocità. L’aggiunta di piccole quantità di elementi delle terre rare, come lantanio e cerio, assieme al 1% di manganese comporta la formazione di un ossido non volatile formantesi dopo l’esposizione ad alta temperatura.

Sebbene queste aggiunte aumentino l’utilizzabilità, un coating di tipo alluminide conferirà una maggior protezione, se questa è richiesta.

Un effetto di superficie che può avere una certa importanza può verificarsi come risultato dell’ossidazione durante il trattamento di soluzione: si può verificare una diminuzione del contenuto in ferro e cromo o deborurazione, ma in entrambi i casi l’effetto è per accelerare la precipitazione discontinua di h durante l’invecchiamento o nel successivo esercizio.

è evidente che le proprietà dipendenti dallo stato superficiale, prima fra tutte la fatica, mostreranno un certo peggioramento se lo strato danneggiato non viene rimosso prima dell’utilizzo.

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9.2-Leghe protette

Come precedentemente indicato, la Hastelloy X deve essere usata con un coating protettivo per servizi a lungo termine al di sopra di un certo range di temperature. Viene usato un ricoprimento di tipo alluminide, perchÈ Al2O3 è l’ossido più protettivo che può essere formato.

L’applicazione di un coating può influenzare le proprietà meccaniche: per sezioni sottili, il comportamento a creep verrà modificato a causa del coating, che consuma parte del substrato durante la sua formazione, e possiede meno capacità di carico rispetto alla lega stessa. Il comportamento a fatica viene alterato indipendentemente dallo spessore della sezione, perchÈ il comportamento sotto un carico ciclico è generalmente sensibile alla condizione della superficie.

PoichÈ la duttilità decresce mentre la protezione aumenta con il contenuto di alluminio, è chiaro che deve essere data molta importanza ai dettagli di progettazione di un componente con coating, se si vuole ottenere la massima efficienza.

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10-Lavorazioni

Le tecniche di lavorazione rappresenteranno probabilmente il fattore più significativo nel miglioramento delle performance nel prossimo futuro.

10.1-Processi fusori

Anche se la maggior parte delle leghe di cui si è parlato vengono lavorate per deformazione plastica, il processo fusorio è di importanza critica per le proprietà finali. Inoltre, per alcune leghe come quelle della famiglia CRM-D si parla di possibili impieghi nella forma as cast.

Gli effetti prodotti dalla segregazione chimica in un lingotto di materiale possono portare alla formazione di fasi indesiderate e di altri spiacevoli effetti nel prodotto lavorato. Per esempio, aree di segregazione "a lentiggine" nella A-286 associate alla fase Laves con fusione incipiente a 1150ƒC possono produrre risultati sfavorevoli nel successivo trattamento di forgiatura.

Il fenomeno di segregazione nei getti di Incoloy 901 può portare alla formazione di aree a scacchi contenenti fase h , e la lega risulta avere minori resistenza a snervamento e duttilità.

è stato suggerito l’uso di un ciclo di omogeneizzazione come procedura per ridurre la formazione di Laves nella A-286 e di d nella Inconel 718; se la segregazione è sufficientemente intensa, il trattamento di omogeneizzazione potrebbe non essere sufficiente a rimuovere tutti gli effetti sfavorevoli. La figura 8 mostra fasi indesiderate associate alla segregazione durante il getto.

L’uso di procedure facenti ricorso ad elettrodi consumabili con arco sotto vuoto produce un miglioramento rispetto ad una fusione ottenuta in aria per induzione, per una serie di motivi:

Questi fattori hanno portato a successivi miglioramenti quali incrementata forgiabilità, produzione di lingotti di dimensioni maggiori, maggiori proprietà tensili, a fatica, duttilità e di sforzo a rottura del prodotto lavorato, così come proprietà uniformi nel prodotto finale.

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10.2-Forgiatura

PoichÈ le superleghe a base ferro vengono generalmente usate dopo lavorazione, è normalmente compresa l’operazione di forgiatura. Billette per forgiatura vengono generalmente fornite come barre quadre forgiate alla pressa o a sezione circolare laminate a caldo, a seconda della misura richiesta. La pulizia della lega ha probabilmente il più grande effetto sulla forgiabilità a caldo, infatti la segregazione di nitruri e carbonitruri presente nei getti si presenta in aspetto filiforme nel prodotto lavorato. Una velocità di deformazione più elevata tende a diminuire il range di lavorabilità a caldo della A-286 e di altre leghe simili. Fattori che limitano il range delle temperature di forgiatura possono alterare significativamente le proprietà ottenibili in queste leghe.

Una delle più significative variabili microstrutturali nelle applicazioni di queste superleghe è la dimensione della grana: la produzione di una determinata dimensione della grana è strettamente connessa con la pratica della forgiatura. Variazioni della dimensione sono generalmente accompagnate da altri cambiamenti che danno luogo a significativi effetti sulle proprietà.

Come regola generale, una dimensione maggiore produce migliori proprietà di rottura a creep con meno duttilità, mentre una grana fine porta a proprietà meccaniche superiori sotto condizioni non dipendenti dal tempo, con una duttilità molto maggiore. Una grana uniforme è una garanzia migliore di proprietà uniformi, quindi è necessario migliorare la pratica della forgiatura per ottenere una uniformità quanto possibile maggiore, che poi risponderà positivamente al successivo trattamento termico. è stato suggerito che la dimensione ASTM 6 o 7 nella Inconel 718 produca le migliori proprietà a rottura; dimensioni maggiori portano a sensibilità all’intaglio, mentre dimensioni minori inducono una perdita in resistenza.

è stato dimostrato che la presenza di fase d nella Inconel 718 e di fase h esagonale nella Pyromet 860 ed Incoloy 901 possono essere usate per affinare la dimensione della grana durante la lavorazione a caldo per incrementare le proprietà finali. La quantità, la dimensione e la dispersione delle fasi d e h devono essere controllate per ottenere le migliori proprietà.

Il principio che sta alla base di questa lavorazione è che la fase che precipita nelle condizioni di equilibrio (d o h ) è l’unica presente nel range di forgiatura, e che il successivo trattamento di invecchiamento viene effettuato per ottenere l’indurimento della matrice attraverso la precipitazione di g ’’ nella Inconel 718 e della g ’ nella Pyromet 860 e nella Incoloy 901. è stato inoltre suggerito che può essere coinvolta una substruttura di dislocazioni avente effetto benefico, in particolar modo se durante la lavorazione è presente della g ’ o g ’’.

Nella Incoloy 901 la raffinazione della grana può essere raggiunta aggiustando opportunamente i cicli di riscaldamento e forgiatura, migliorando così la resistenza a fatica.

Anche la fase Laves è stata utilizzata per produrre una grana fine in un modo del tutto simile.

Gli effetti del passaggio dalla composizione della Inconel 718 a quella della Inconel 706 illustrano la relazione che intercorre tra le proprietà del prodotto finito e la composizione stessa. Il diminuito tenore in colombio nella Inconel 706 riduce la tendenza alla precipitazione "a lentiggini", e quindi ci si aspetta una distribuzione più omogenea delle fasi e degli elementi in lega indurenti. Inoltre, proprio a causa del cambiamento di composizione, la Inconel 706 ha un flow stress inferiore e lavora meglio della Inconel 718, cosa che porta ad un miglior controllo sulla struttura. La stessa lega ha inoltre una temperatura di ricristallizzazione più bassa (a causa dell’aumentato tenore in ferro e del minore in colombio), ed il processo di forgiatura deve tener conto di questo fattore per ottenere il controllo della microstruttura.

Con una pratica di forgiatura standard, è possibile produrre una grana di dimensione ASTM dalla 9 alla 10.

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11-Trattamenti termici di invecchiamento

La forgiatura ed il trattamento di soluzione controllano la forma del componente e la dimensione della grana e preparano il tutto per il trattamento di invecchiamento: la sua funzione primaria è sviluppare una struttura avente effetto indurente a base di g ’ o g ’’.

Vengono usate numerose sequenze per questo scopo: un semplice esempio è dato dall’esposizione a bassa temperatura (650-760ƒC) per 8-16 ore per indurre la precipitazione di g ’. Tipico è il caso della A-286, trattata per 16 ore a 720ƒC. Un’altra metodologia viene detta "a stadi" e consta di un appropriato ciclo di raffreddamento tra due stasi isoterme per produrre un’ottimale dimensione e distribuzione di g ’’ per ottenere la massima durezza. Così viene trattata la 718, con riscaldamento per 8 ore a 720ƒC, raffreddamento a 55ƒC/ora fino a 620ƒC, stasi 8 ore e raffreddamento in aria per ottenere la massima resistenza compatibilmente con una buona duttilità a rottura nell’intervallo 650-705ƒC.

Una funzione secondaria dell’invecchiamento è produrre un’opportuna condizione dei carburi a bordo grano, quindi un terzo tipo di trattamento è per casi nei quali la lega deve prestare servizio in condizioni severe, a temperature maggiori di 705ƒC. L’idea è ottenere M23C6 o MC a bordo grano, in forma globulare o a blocchi, che preverranno lo scorrimento del bordo stesso e la formazione di un film di carburo, che sarebbe causa di infragilimento. L’esempio in questo caso è la 901: 2 ore a 775ƒC, raffreddamento in aria, poi 24 ore a 730ƒC e raffreddamento in aria.

Nella figura sottostante (fig. 12) sono riportati i valori di resistenza a rottura di alcune superleghe. I valori tra parentesi sono espressi in kgf/mm2.

Figura 12: valori tipici di resistenza a rottura dopo 1000 ore di alcune superleghe a base nichel-ferro

L’interpretazione degli effetti della precipitazione di carburi sulle proprietà meccaniche può essere influenzata dalla concomitante formazione di PFZ: per esempio, nella 718 zone a bordo grano impoverite di g ’’ possono essere associate a sensibilità all’intaglio. Per contro, sulla 860 si sono visti miglioramenti nella duttilità a rottura per strutture con aree a bordo grano impoverite di g ’. Queste differenze possono essere spiegate dalla differenza basilare in composizione e nella differente tendenza alla formazione di precipitati di queste due leghe. Nella 718 la d a bordo grano è formata dal trattamento termico che dà la miglior duttilità nell’intervallo 650-705ƒC; nella 860 si trova M23C6 a bordo grano di campioni trattati per la miglior duttilità nell’intervallo 650-760ƒC. Nella 860 si trova M23C6 in forma globulare a bordo grano di campioni trattati termicamente per una miglior duttilità a 650-760ƒC. La 718 non forma M23C6, ma si è visto che in determinate condizioni può presentare a bordo grano MC e M6C.

I carburi che, se presenti a bordo grano , danno il miglior effetto benefico sono M23C6 e MC; morfologie globulari create appositamente mediante trattamenti termici conferiscono un miglioramento nelle proprietà di rottura a creep attraverso l’impedimento di scorrimenti dei bordi grano; film o morfologie cellulari causano scarsa duttilità.

La resistenza a creep della W-545 può essere incrementata sensibilmente con un trattamento a due stadi, nel quale il primo viene effettuato a temperature inferiori. Questa resistenza a creep può essere tradotta in una lunga vita utile se viene aggiunto del boro alla lega per promuoverne simultaneamente la duttilità; la migliorata resistenza è dovuta all’invertita sequenza di invecchiamento, che induce più nuclei di precipitato impiegando una temperatura inferiore per prima.

Un altro caso interessante di trattamento termico per un’applicazione specifica è l’uso della Pyromet 860 come bulloni per cilindri di turbine a vapore: nelle condizioni di trattamento standard la lega si contrae durante l’esposizione a causa di ulteriore precipitazione di fase g ’, incrementando gli stress fino ad un valore indesiderato. è stato suggerito un trattamento che promuove la precipitazione di un ulteriore quantitativo di g ’ per mezzo di un invecchiamento intermedio ad alta temperatura prima del trattamento finale, riducendo in questo modo il grado di contrazione e la quantità di stress che viene accumulato nella successiva esposizione ad alta temperatura. Inoltre i due step di invecchiamento sono ottimizzati al punto tale da mantenere entro livelli accettabili le resistenze a creep e tensile.

Studi recenti sulla lega D-579 hanno mostrato che l’accoppiamento di una nuova pratica di trattamento termico con un’appropriata sequenza di forgiatura porta ad un significativo miglioramento della lega come materiale per dischi di turbine. La ragione di questo eccezionale miglioramento nelle proprietà è associata a tre fattori:

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12-Considerazioni finali

In molte applicazioni delle superleghe a base Ni-Fe la sensibilità all’intaglio è di importanza critica; la resistenza agli effetti deleteri degli intagli deve essere ottenuta senza compromettere eccessivamente le altre proprietà meccaniche. Quindi molta importanza va attribuita all’appropriata scelta della lega ed alla sua lavorazione, in particolar modo per quanto riguarda la tenacità a rottura. Il compito è difficile, in quanto generalmente se aumenta la resistenza diminuisce la tenacità, mentre operazioni a sforzi elevati per sfruttare l’aumentata resistenza diminuiscono l’allungamento critico a rottura.

L’estensione e le conseguenze della degradazione delle proprietà prodotte dalla formazione di fasi TCP richiede alcune spiegazioni: se se ne formano grosse quantità, in particolar modo a bordo grano, sono da aspettarsi effetti catastrofici, e poichÈ i componenti vengono utilizzati per periodi di tempo sempre più lunghi, le opportunità per la precipitazione di fasi TCP divengono sempre maggiori.

L’effetto della precipitazione di carburi a bordo grano non ha ancora avuto un’attenta considerazione: la precipitazione dei carburi M23C6 occupa una posizione meno importante rispetto ai sistemi a base nickel, e sembra che contribuiscano alle caratteristiche meccaniche del bordo grano anche MC, M6C ed altre fasi.

Il motivo per cui viene usato anche ferro in queste superleghe è soprattutto dovuto al fatto economico, pur conservando delle buone proprietà. La maggior parte di queste leghe ha come estremo superiore di utilizzo l’intervallo dai 700 agli 815ƒC; se le prestazioni delle turbine crescono, e le temperature si spostano verso livelli più elevati, esse devono essere sostituite dalle superleghe a base nickel.

A causa di considerazioni di peso (o di rapporto resistenza/densità), è in atto uno sviluppo delle leghe di titanio all’altra estremità dello spettro di temperature. D’altra parte, centinaia di componenti di piccole e grandi dimensioni usano tuttora la A-286.

La serie CRM-D, indurita da carburi e nitruri, e progettata specificamente per turbine a gas automobilistiche, trova largo impiego a causa del buon compromesso tra le prestazioni a 815ƒC ed il costo.

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13-BIBLIOGRAFIA