POLITECNICO DI MILANO Polo Regionale di Lecco

Facoltà di Ingegneria Industriale

Corso di Laurea Specialistica in

Ingegneria Meccanica

Correlazione tra proprietà e struttura di una ghisa vermicolare

Relatore: Prof. Giuseppe SILVA Co-relatore: Ing. Riccardo GEROSA

Tesi di Laurea di:

Andrea Appiani Matr. 720627

Anno Accademico 2009 - 2010

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Dedicata ai miei genitori Agostino ed Eliana

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Indice Introduzione ........................................................................................................ 7 1 Le ghise.................................................................................................. 11 1.1 Ghisa grigia ................................................................................. 15 1.2 Ghisa bianca ................................................................................ 18 1.3 Ghisa malleabile .......................................................................... 19 1.4 Ghise legate ................................................................................. 21 1.5 Ghisa sferoidale ........................................................................... 23 1.6 Ghisa vermicolare........................................................................ 36 2 Trattamenti del bagno metallico.......................................................... 59 2.1 Desolforazione............................................................................. 59 2.2 Morfologia della grafite............................................................... 60 2.3 Teorie di inoculazione ................................................................. 66 2.4 Inoculazione................................................................................. 69 3 Solidificazione e grafitizzazione... ........................................................ 73 3.1 Teorie di grafitizzazione.............................................................. 74

3.1.1 Teoria della crescita dei cristalli .................................... 77 3.1.2 Teoria della matrice........................................................ 80 3.1.3 Comparazione tra teorie esistenti e crescita dendritica ..81

3.2 Formazione di ferrite e perlite ..................................................... 82 3.3 Formazione di carburi.................................................................. 83 4 Fonderia ................................................................................................ 85 4.1 Fusione in terra ............................................................................ 91 4.2 Fusione a cera persa..................................................................... 93 4.3 Polycast........................................................................................ 94 4.4 Fusione in conchiglia................................................................... 94 4.5 Pressofusione............................................................................... 95 4.6 Shell molding............................................................................... 96 4.7 Formatura delle anime................................................................. 99 4.8 Distaffatura, smaterozzatura e finitura ...................................... 101 5 Trattamenti termici ………. .............................................................. 103 5.1 Distensione ................................................................................ 106 5.2 Ricottura .................................................................................... 107

5.2.1 Ricottura per eliminare i carburi liberi ......................... 107

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5.2.2 Ricottura di ferritizzazione parziale ............................. 110 5.2.3 Ricottura di ferritizzazione totale................................. 110

5.3 Trattamenti con T > AC3 ........................................................... 111 5.3.1 Normalizzazione .......................................................... 111 5.3.2 Austempering ............................................................... 112 5.3.3 Tempra martensitica..................................................... 113 5.3.4 Tempra superficiale...................................................... 113

6 Lavorazioni meccaniche ………........................................................ 115 6.1 Tornitura .................................................................................... 117 6.2 Fresatura .................................................................................... 118 6.3 Lavorabilità della ghisa sferoidale............................................. 119 6.4 Lavorabilità della ghisa vermicolare ......................................... 120 7 Prove ed analisi effettuate ………. .................................................... 127 7.1 Analisi microstrutturale e test di durezza .................................. 127

7.1.1 Microstruttura del materiale non trattato...................... 127 7.1.2 Microstruttura del materiale trattato............................. 131 7.1.3 Dimensione del grano cristallino ................................. 133 7.1.4 Spazio intergrafitico ..................................................... 134 7.1.5 Prove di durezza........................................................... 135

7.2 Studio sulla distribuzione delle particelle di grafite................... 135 7.3 Prove di trazione........................................................................ 145

7.4 Prove di fatica............................................................................ 151 7.5 Analisi dei pezzi danneggiati nella lavorazione ........................ 158 7.6 Simulazione di colata.................................................................162 Conclusioni ..................................................................................................... 165 Bibliografia ..................................................................................................... 166 Ringraziamenti ............................................................................................... 167

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Sommario Il ciclo produttivo di un rocchetto in ghisa CGI250 impiegato per l’avvolgimento di fili tessili prevede, dopo la fusione del getto, un trattamento termico di ricottura per garantire al pezzo la lavorabilità alle macchine utensili. L’azienda ha eseguito prove di lavorazione su rocchetti non trattati, riscontrando dei problemi di usura e rottura dell’utensile, senza però rilevare grandi diversità a livello metallurgico tra la ghisa trattata e quella non trattata . La tesi quindi si focalizzerà sulla caratterizzazione dei due materiali, con lo scopo di evidenziare le differenze e di determinare il motivo per cui la ghisa non trattata mostri problemi di lavorabilità, pur avendo caratteristiche simili a quella ricotta. Difficoltà ulteriori per lo studio derivano dal fatto che il materiale impiegato è poco diffuso sia in fonderia che in letteratura: si tratta di una ghisa sferoidale degradata in vermicolare e mostra una microstruttura molto eterogenea. La geometria del rocchetto è inoltre assai complicata, con forti variazioni di spessore e pure la morfologia delle cave per l’avvolgimento del filo è molto complessa, soprattutto per le lavorazioni alle macchine utensili. Parole chiave: CGI = ghisa vermicolare, SGI = ghisa sferoidale, FGI = ghisa grigia, CE = carbonio equivalente

Abstract The production cycle of a textile reel made of CGI250 schedules an heat treatment (annealing) to assure the machinability on the tool machines. Fondershell made a machining experiment on the untreated reel, finding tool problems but not great metallurgical differences between the untreated iron and the treated one. The thesis will focalize on the characterization of the two materials, aiming to highlight the differences and to understand why the untreated iron shows machinability problems, although having similar characteristics to the annealed one. Further difficulties derive from the fact that this kind of cast iron is rarely spread both in foundry and in literature: the examined material is a spheroidal graphite iron degradated to compacted graphite iron. Besides, the geometry of the reel is very complex, with great thickness variations and the morphology of the quarries for the reeling is as well very complicated, in particular for the tool machining. Keywords: CGI = compacted graphite iron, SGI = spheroidal graphite iron, FGI = flake graphite iron, CE = equivalent carbon

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Introduzione

Il presente lavoro di tesi si inserisce in una collaborazione tra il laboratorio SIMET di Lecco del Politecnico di Milano e FonderShell, azienda operante nel settore metallurgico. La Fondershell nasce nel 1970 dal fondatore Luciano Chiesa per la produzione di ricambi nel settore motociclistico realizzati con la prima tecnologia Cronig (shell molding). Negli anni ‘80 l'azienda ha aggiunto alla formatura in guscio anche la formatura in terra a verde per la produzione di piccole e medie serie di getti in ghisa. Durante gli anni ‘90 converte i mezzi fusori dal cubilotto a carbone al sistema a induzione e sviluppa anche le produzioni di acciai inossidabili per il settore idraulico. Dal 2000 con una decisa strategia aziendale FonderShell amplia la produzione di getti fusi con tecnologia shell molding, sostituendo gli impianti di formatura in terra con macchine di formatura shell molding di nuova generazione e innovativi impianti fusori..

Fig.1 – Anime e getti prodotti dalla Fondershell Attualmente la fonderia è specializzata nella realizzazione di getti fusi del peso variabile da 0,1 a 70Kg, annoverando tra i clienti aziende leader sul mercato. FonderShell è in continuo sviluppo e crescita in molteplici settori: dall’oleodinamica e l’idraulica all’automotive, dalla trattoristica e macchine movimento terra alle macchine tessili. La formatura shell molding permette la realizzazione di getti fusi con caratteristiche superiori alla formatura tradizionale: è possibile così ottenere migliori finiture, alta precisione, profili finiti, spessori sottili, assenza di porosità, ripetibilità delle prese di lavorazione e delle parti grezze ed è quindi un’alternativa alla microfusione e alla cera persa. Con i propri getti FonderShell è in grado di ridurre i costi in modo sensibile permettendo l’applicazione di processi di automazione nella lavorazione meccanica, eliminando sovrametalli ed ulteriori stadi di finitura con conseguente riduzione dei tempi di lavorazione, riducendo il peso e riprogettando il componente che, grazie alla potenzialità della tecnologia shell molding, può essere più appetibile sul mercato.

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L’azienda produce anche rocchetti di ghisa vermicolare per l’avvolgimento di fili tessili e tali componenti saranno oggetto di studio in questa tesi.

Fig.2 - A sinistra il rocchetto finito, a destra il getto prima della lavorazione Il pezzo viene ottenuto per fusione, dopodichè è trattato termicamente con una ricottura di dieci ore a 900°C in atmosfera controllata seguita da un raffreddamento in forno fino a 550°C: questo trattamento permette di conseguire una lavorabilità eccezionale alle macchine utensili per ottenere le dimensioni e le forme richieste.

L’ufficio tecnico dell’azienda ha provato ad eliminare la ricottura dal processo produttivo. L’esperimento ha portato ad un pezzo con una durezza che è molto simile a quella del rocchetto trattato ma con una lavorabilità nettamente inferiore: le frese utilizzate, infatti, hanno un forte decremento della vita utile. Si pone allora il problema di indagare il motivo per cui a parità di comportamento meccanico il materiale trattato abbia una lavorabilità così elevata. Il materiale studiato è denominato CGI250 e si tratta di una ghisa sferoidale degradata in vermicolare: si parla quindi di un materiale con caratteristiche intermedie tra la ghisa sferoidale (SGI) e quella vermicolare (CGI).

Fig.3 - Micrografie a 100x della microstruttura della ghisa in esame prese in sezioni differenti dello stesso pezzo: a sinistra si nota la maggior densità di particelle grafitiche e la maggiore tendenza alla morfologia sferoidale; a destra invece la nodularità diminuisce a favore della forma vermicolare Dalle analisi micrografiche, infatti, si nota come la grafite si presenta non completamente in forma vermicolare ma con un aspetto sferoidale in diverse

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zone o in forma sferoidale degradata in altre. Questo materiale viene classificato come compacted graphite iron, ma non si tratta esattamente di una ghisa vermicolare, bensì di una ghisa poco conosciuta e studiata. L’analisi di questa tesi, sarà quindi eseguita prendendo in considerazione sia le caratteristiche della ghisa CGI che di quella SGI e tenendo in debito conto il fatto di trovarsi davanti ad un materiale particolare che presenta proprietà e comportamenti intermedi tra la ghisa vermicolare e quella sferoidale. A complicare ulteriormente lo studio vi è la geometria del pezzo, molto complessa e caratterizzata da forti variazioni di spessore, come visibile in Fig.4.

Fig.4 – Sezione verticale del rocchetto Il primo passo per analizzare un problema di questo tipo è la caratterizzazione del materiale, sia perché in questo modo è possibile disporre di dati fondamentali per l’analisi, sia perché la ghisa vermicolare è un metallo particolare poco diffuso in fonderia e anche poco studiato nella letteratura tecnica. Se si pensa poi che il materiale utilizzato per i fusi non è pura ghisa vermicolare, ma è una ghisa sferoidale degradata, si possono facilmente comprendere le difficoltà incontrate nella caratterizzazione e nell’inquadramento di questa lega esclusiva. Verranno presi in considerazione sia componenti allo stato as-cast che dopo trattamento. Si inizia quindi con delle prove di trazione per determinare le caratteristiche meccaniche e di deformabilità dei cilindri in analisi.

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Verrà inoltre analizzata la struttura del materiale sia nelle varie zone del rocchetto, sia nei bardotti realizzati per la prova di trazione, concentrando l’attenzione sulla forma dei vermicoli e sulla rilevazione delle percentuali di grafite totale, grafite sferoidale, ferrite e perlite. Altro passo per la caratterizzazione del materiale dopo averne calcolato la macrodurezza, è il test di microdurezza, eseguito per assicurarci che la struttura della matrice abbia le stesse caratteristiche. Saranno realizzate analisi microscopiche per il calcolo della dimensione media del grano cristallino e dello spazio intergrafitico e saranno studiati i pezzi non trattati che hanno mostrato problemi di lavorabilità. Verranno infine effettuati test di avanzamento della cricca per determinare il ∆Kth e la legge di Paris. Le prove sono finalizzate a mettere in evidenza le differenze tra la ghisa nello stato as-cast e quella dopo ricottura. Il tutto è coadiuvato da una continua ricerca in letteratura. Nel capitolo seguente si introduce una trattazione generale delle ghise e un’analisi particolare di quella vermicolare e sferoidale, che sono le principali costituenti del materiale in esame. Si concentra poi l’attenzione sui fenomeni fisico-chimici e sui processi industriali che portano alla realizzazione di un getto di ghisa, sui trattamenti termici atti a modificare le proprietà del pezzo ed infine sulle lavorazioni alle macchine utensili che portano il getto ad assumere le dimensioni e la forma desiderate. Dopo aver descritto i passaggi che portano il componente dalla fusione alla finitura, verranno illustrate le analisi di laboratorio ed i test effettuati.

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Capitolo 1

Le ghise Le ghise sono leghe Fe-C con percentuali di C maggiori della massima miscibilità nell’austenite. Non è detto che questo limite sia sempre il 2,11%, come si vede dal diagramma Fe-C, ma può variare a causa di elementi aggiunti, principalmente il Si.

Figura 1.1 - Diagramma di stato Ferro-Carbonio Le caratteristiche generali di una ghisa sono la non deformabilità a caldo o a freddo, una struttura spesso fortemente anisotropa a causa della grafite in matrice e un’alta colabilità: tra le leghe Fe-C, le ghise sono quelle che fondono

Capitolo 1

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alla temperatura più bassa, che è minima alla concentrazione eutettica (4,3% di C) e sono quindi adatte alla produzione di getti. Le ghise non sono soltanto quelle leghe Fe-C che contenendo più del 2,11% di C non sono più forgiabili o quelle leghe Fe-C in cui il punto di fusione ad opera del C scende da 1390°C circa con il 2,11% di C a 1148°C; esse sono anche e specialmente quelle leghe Fe-C in cui vi è la tendenza più o meno pronunciata verso l’equilibrio stabile e la comparsa del C sotto forma di grafite. Non vale una regola precisa o assoluta, ma le ghise sono in realtà una mescolanza dei due sistemi di equilibrio. La struttura è fortemente influenzata dal modo in cui il C è presente nella lega: Fe3C 3Fe + C Il C totale contenuto in questo materiale è in parte combinato sotto forma di cementite (equilibrio metastabile) e in parte invece libero sotto forma di grafite (equilibrio stabile). Possiamo avere perciò la sensibilità alle velocità di raffreddamento e a seconda di queste è possibile ottenere cementite e ferrite separate tra loro oppure perlite, bainite e martensite. Le strutture possibili per una ghisa sono:

• Cementite primaria e perlite: struttura tipica delle ghise bianche, dure e a basso contenuto di Si. L’eutettico Fe3C-austenite si forma a 1131°C e quando la lega viene raffreddata fino a 723°C l’austenite si trasforma in una struttura lamellare α-Fe3C. La cementite è un composto di Fe e C (carburo di ferro Fe3C) presente totalmente nella ghisa bianca e parzialmente nella trotata; è generata da elementi antigrafittizzanti (Mn, Cr, Al) o da elevate velocità di raffreddamento. È un costituente duro (550HB), fragile (A% pari a 0) e difficilmente lavorabile. La perlite è una fine struttura lamellare composta di fase α ed Fe3C. La forma naturale della perlite è quella lamellare, ma attraverso trattamenti termici o con elementi di lega si può ottenere anche in forma globulare fine. La perlite si lavora facilmente pur presentando buona resistenza all’abrasione e influenza notevolmente le caratteristiche meccaniche, con un carico di rottura di 820MPa, un allungamento percentuale del 25% ed una durezza intorno ai 200HB.

• Cementite primaria, grafite e perlite: sono le ghise trotate che hanno una composizione o subiscono un raffreddamento con una velocità tale da favorire la formazione sia della cementite che della grafite; la rimanente austenite presente a 723°C si trasforma in perlite.

• Grafite e perlite: questa struttura è tipica delle ghise grigie, che sono solidificate come un eutettico grafite-austenite e nella quale l’austenite si è poi trasformata in perlite a 723°C

• Grafite, perlite e ferrite: si tratta generalmente di ghise grigie con grano più grosso e che hanno quindi minori caratteristiche meccaniche; il contenuto di Si è alto. In questa lega l’eutettico grafite-austenite è

Le ghise

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raffreddato abbastanza lentamente attraverso l’orizzontale eutettoidica, lasciando una matrice di ferrite; parte dell’austenite si trasforma invece in perlite. La ferrite contiene una piccola percentuale di C ed è un costituente tenero (100HB circa), poco resistente ma duttile (carico di rottura pari a 340MPa e allungamento intorno al 40%) e anche poco resistente all’usura. La sua presenza nella ghisa è generata da elementi grafitizzanti (Si e Ni). È un costituente non gradito per alcune applicazioni (ghise resistenti all’usura) o provocato ad arte per altre applicazioni (ghisa malleabile).

• Grafite e ferrite: questo tipo di ghisa ha un alto contenuto di Si; l’eutettico grafite-austenite si raffredda abbastanza lentamente, lasciando una matrice completamente ferritica. Una ghisa siffatta ha una bassa durezza ed è facilmente lavorabile alle macchine utensili; la ferrite presente contiene Si e Mn dissolti. [1]

L’effetto della velocità di raffreddamento (dT/dt) sulla microstruttura della ghisa è illustrata in Fig.1.2, unitamente ai contenuti di C e Si in lega: si può osservare che un aumento della velocità favorisce la nucleazione e diminuisce la tendenza alla formazione di grafite, mentre maggiori dT/dt possono addirittura impedire la nucleazione della grafite. Alla luce di questi risultati, è chiaro che anche gli spessori dei getti risultano parametri non trascurabili.

Figura 1.2 - Effetto della velocità di raffreddamento e dei tenori di C e Si sulla microstruttura della ghisa

Capitolo 1

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La grafite, modificabile soltanto all’atto della sua formazione, conferisce alla ghisa caratteristiche di resistenza all’attrito, proprietà antigrippanti e parzialmente autolubrificanti, resistenza all’ossidazione e particolari caratteristiche di colata, fluidità e ritiro. Tutte queste peculiarità sono influenzabili e influenzate sia dalla quantità che dalla forma della grafite, che può essere lamellare, con lamelle più o meno grosse, fino a diventare sferoidale. Guardando il diagramma Fe-C, l’austenite separa grafite e non più cementite ad una concentrazione di 0,75% di C e ad una temperatura di 733°C. Oltre alla grafite cosiddetta perlitica, si forma la grafite ledeburitica: a 1153°C si è già separata una parte di austenite con 2,11% di C e la rimanenza è Fe liquido con C in soluzione arricchitosi fino ad avere il 4,3% di C. A tale temperatura, dunque, si separano austenite ed eutettico grafite-austenite. L’austenite di questo eutettico a sua volta continua a smiscelare grafite durante il raffreddamento fino ad arrivare al 2,11% in C. Per quanto riguarda la forma della grafite, quella dendritica dà sempre origine a pessime proprietà meccaniche e si è sempre cercato di evitarla, tentando invece di ottenere forme lamellari o nodulari. E’ evidente che la grafite, anche nelle sue forme strutturalmente migliori, non può che peggiorare le proprietà meccaniche in genere e specialmente quelle di duttilità e resistenza agli urti. Le ghise offrono indubbiamente grandi possibilità al progettista, specie per parti complicate e difficili, nelle quali spessori e difficoltà di alimentazione impediscono l’uso di getti in acciaio e in cui gli assemblaggi di più parti sono costosi e la tecnica di saldatura inappropriata. Le ghise, data la notevole colabilità e il basso punto di fusione, sono tra tutti i materiali ferrosi quelli maggiormente adatti per la realizzazione di getti e rappresentano anche il metallo da fonderia meno costoso. Le ghise per fonderia di getti, dette talvolta ghise di seconda fusione, possono essere classificate secondo criteri differenti in base all’aspetto della frattura, ai costituenti microstrutturali o a particolari proprietà. I parametri principali che influenzano la struttura finale a temperatura ambiente sono la percentuale di C e quella di Si. Se aumentano, avviene la reazione in cui la cementite si scinde in Fe e C: Fe3C 3Fe + C.

Il comportamento è indicato nel diagramma di Maurer in Fig.1.3 che si riferisce a dei provini cilindrici di diametro 40 mm colati in terra di fonderia. [3] Fig.1.3 - Diagramma di Maurer

Le ghise

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La classificazione universalmente adottata per le ghise, pur non essendo omogenea in quanto ogni gruppo è contraddistinto dagli altri in base a fattori tra loro eterogenei, è la seguente: 1.1 - Ghisa grigia Le ghise grigie sono leghe Fe-C-Si con tenore di C compreso tra il 2 ed il 4,5% e con una percentuale di Si tra l’1 ed il 3%. Il C libero conferisce un colore grigio alle superfici di frattura. Il C è presente allo stato di grafite e la presenza di Si modifica il valore eutettico che in questo caso non è 4,3%, ma può essere calcolato secondo la seguente espressione:

2.3

%3.4%

SiCeutettica −= (1.1)

La struttura, a causa delle lamelle di grafite che costituiscono una soluzione di continuità della matrice metallica, risulta fortemente eterogenea e le particelle di grafite sono costituite da un insieme di cristalli elementari di C di dimensioni molto ridotte; la grandezza di queste è fortemente influenzata dalla velocità di raffreddamento, dalle dimensioni del pezzo e dalla temperatura di colata. Durante la solidificazione di una ghisa grigia si assiste alla formazione di un eutettico costituito da grafite e da cristalli di Fe γ; questi ultimi durante il raffreddamento, raggiunto il punto di trasformazione eutettoide, si trasformano in fase α e Fe3C. Le proprietà di queste strutture secondarie possono essere profondamente modificate da trattamenti termici comprendenti un riscaldo a temperatura superiore a quella di trasformazione seguito da un raffreddamento più o meno rapido. Questi trattamenti possono essere finalizzati sia all’eliminazione delle tensioni interne provocate dal precedente raffreddamento, sia all’ottenimento della decomposizione della perlite in grafite e ferrite. La ghisa grigia è caratterizzata da un basso carico di resistenza a trazione (100 ÷ 350MPa) a causa della presenza delle lamelle di grafite che interrompono la continuità della matrice generando un notevole effetto di intaglio. Nel grafico di Fig.1.4 è rappresentata l’influenza delle dimensioni delle lamelle (in questo caso la lunghezza massima) sulla resistenza a trazione.

Fig.1.4 – Relazione tra lunghezza massima delle lamelle e carico di rottura a trazione

Capitolo 1

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Anche la resistenza a fatica aumenta al diminuire della lunghezza delle lamelle di grafite. La resistenza a compressione è invece buona, con valori tra 400 e 800MPa, mentre la durezza è media (130 ÷ 250HB). La tenacità è bassissima (deformabilità a trazione praticamente nulla: A% = 0); la ghisa grigia mostra una buona resistenza a compressione, pari a circa tre volte quella a trazione, in quanto le lamelle contribuiscono alla sopportazione del carico. Il diagramma sforzi-deformazioni non è simmetrico, le ghise grigie non seguono la legge di Hooke. Questa lega è facilmente fondibile e agevolmente lavorabile alle macchine utensili ad alta velocità di taglio, grazie all’effetto di intaglio delle lamelle di grafite che fungono anche da lubrificante solido; inoltre è caratterizzata da una buona conducibilità termica. Tra le altre caratteristiche si ricordano la buona resistenza all’usura, lo scarso ritiro durante la solidificazione, la limitata tendenza al risucchio e la discreta stabilità dimensionale. La tendenza al rigonfiamento, cioè l’aumento irreversibile del volume del getto sottoposto a riscaldo, inizia a farsi sentire al di sopra dei 300°C e tale proprietà è dovuta a fenomeni di grafitizzazione e decomposizione dei carburi, a processi di ossidazione e corrosione e trasformazioni allotropiche. Questo fenomeno è influenzato dagli elementi di lega, dal tipo di struttura del materiale e dalle dimensioni delle lamelle di grafite, in corrispondenza delle quali avvengono processi di ossidazione: in particolare, si assiste ad un aumento di volume quando queste particelle sono corte e tozze, mentre non si ha rigonfiamento nel caso di grafite fine e di tipo flocculare, non essendo possibile lo scambio di gas tra getto ed atmosfera circostante. Per ottenere ghise stabili in volume è bene adottare bassi tenori di C e di Si ed effettuare le opportune aggiunte di Cr. Tutte le caratteristiche di questa ghisa possono essere variate sia con l’aggiunta di elementi alliganti, sia sottoponendo i pezzi ad adeguati trattamenti termici: il Mo ed il Cr sono gli elementi che maggiormente incrementano il carico di rottura. Il P, contenuto nella maggior parte dei getti di ghisa grigia in un tenore variabile tra lo 0,2 e l’1,2%, forma un eutettico a basso punto di fusione e pertanto si creano problemi connessi alle segregazioni: per questo motivo, quando sono richieste proprietà quali la resistenza all’urto e la tenuta idraulica, il tenore di P deve essere mantenuto a livelli minimi. Molteplici e differenziate sono le applicazioni della ghisa grigia: basamenti di macchine utensili, corpi interni di cilindri di laminazione, stufe, termosifoni, camini, fondazioni antivibranti, compressori, valvolame, radiatori, blocchi motore, collettori di scarico; è da escludere invece il suo utilizzo in tutte quelle applicazioni dove sono previsti urti.

Le ghise

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Fig.1.5, 1.6 - A sinistra la micrografia di una ghisa grigia ferritica: si nota la matrice bianca di ferrite; a destra una ghisa grigia perlitica con la classica struttura a lamelle. E’ tuttavia da tener presente che le ghise grigie comuni, se trattate termicamente con una bonifica, presentano una certa tendenza alla formazione di cricche iniziate e alimentate dalla presenza delle lamelle di grafite. Solo con composizioni speciali e in presenza di grafite nodulare modificata si elimina tale pericolo: con l’1,5% di Ni le proprietà dopo trattamento migliorano ancora tanto da ottenere carichi di rottura fino a 1000Mpa o durezze fino a 500HB, buone proprietà di deformabilità, persino accettabili valori di resilienza, buoni limiti di fatica, assieme ad ottime proprietà tecnologiche di fluidità e colabilità. Un tipo particolare di ghisa grigia di qualità è la meehanite, i cui costituenti strutturali sono perlite (circa 90%) e grafite in forma di lamelle o globuli molto fini e uniformemente dispersi. Per tale costituzione strutturale, le sue proprietà si avvicinano a quelle di un acciaio eutettoide. Per la sua produzione occorre un procedimento di fabbricazione ben regolato: la materia prima è costituita da ghisa e rottami di acciaio puliti e con poco S e P; nel canale di colata del cubilotto si aggiunge una piccola percentuale di siliciuro di Ca e si aggiunge nella secchia di colata una lega Fe-Si ricca in silicio (50 ÷ 75%). Viene utilizzata per basamenti di macchine utensili, alberi a gomiti per compressori e motori a combustione interna, bruciatori a gas e nafta, camicie per motori, camme, ingranaggi di fusione. [7]

Capitolo 1

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1.2 - Ghisa bianca La ghisa bianca è una lega Fe-C che solidifica secondo il sistema metastabile e che è così chiamata per l’aspetto alla frattura, che mostra la quasi completa assenza della grafite. Tale risultato si ottiene modificando la composizione chimica oppure aumentando la velocità di raffreddamento mediante colata in conchiglia, da cui deriva anche il nome di “ghisa in conchiglia”. La durezza è funzione della percentuale di C: per i tipi a basso tenore di questo elemento (circa il 2,5%) il suo valore si aggira su 375HB, mentre per quelli contenenti più del 3,5%, la durezza è superiore a 600HB. Perciò nei tipi non legati un elevato tenore di C è indispensabile per ottenere le più elevate durezze e la miglior resistenza all’usura, a scapito però della tenacità. La quantità di Si è strettamente connessa allo spessore dei getti perché a questo fattore è legata la velocità di raffreddamento e conseguentemente la possibilità di formazione delle lamelle di grafite; la quantità di Si può variare in modo apprezzabile, ma è comunque nulla o molto bassa. Altri elementi di lega sono il Cr che, favorendo la formazione di carburi, neutralizza l’effetto grafitizzante del Si e quindi porta ad un miglioramento della resistenza all’usura, ed il Ni. Quest’ultimo, oltre al favorevole effetto di facilitare la formazione di martensite, contrappone l’influenza grafitizzante. Il Cu ha un effetto differente al variare della composizione e introduce un affinamento della struttura; il Mo ha un effetto analogo a quello del Cr ma meno pronunciato e facilita la formazione di matrice martensitica o bainitica che sono notevolmente resistenti all’abrasione; il V facilita la formazione dei carburi e ne è uno stabilizzante; il Te rende particolarmente stabili i carburi ed è interessante sapere che ne basta una minima quantità per trasformare una ghisa grigia in una bianca; infine il B, oltre ad avere un effetto simile a quello del Te, anche se meno pronunciato, promuove l’affinamento del grano. All’atto pratico per molti getti, come per esempio i cilindri di laminazione, si richiede l’assenza di grafite solo in alcune zone e per raggiungere questo scopo si posizionano nella parte del getto in cui si desidera una struttura bianca, raffreddatori o conchiglie metalliche. Le ghise bianche posseggono una eccezionale resistenza all’usura e all’abrasione, sono facilmente fondibili e colabili soprattutto se è presente il Si e sono più fragili e dure (700HV con C > 3.5% o con elementi di lega) delle ghise grigie. Dato però che nei getti di ghisa bianca si sviluppano forti tensioni durante la solidificazione, specialmente quando la fusione viene effettuata contro raffreddatori, è necessario trattarli a temperature tra i 200 e i 480°C per eliminare le tensioni interne; solo raramente essi vengono riscaldati a

Le ghise

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temperature al di sopra del punto critico perché tale trattamento tenderebbe a promuovere la formazione di grafite. La ghisa bianca trova impiego in macine, frantoi, attrezzi agricoli, gusci esterni di cilindri di laminazione, ruote di carri merci, parti per compressori stradali. Si menziona anche la ghisa trotata, che è un materiale di transizione fra ghise bianche e grigie, costituita da una massa bianca con macchie localizzate di colore grigio dovute a grafite. [2]

Fig.1.7, 1.8 - Strutture di una ghisa bianca colata in sabbia attaccate chimicamente, in cui si nota la microstruttura austenitico-martensitica immersa in una matrice di carburi di metallo. 1.3 – Ghisa malleabile Sotto questo nome è compresa tutta una serie di prodotti siderurgici che partendo da ghise bianche allo stato grezzo di fusione riescono, grazie ad un trattamento termico, a modificare le loro caratteristiche, così da indurre una certa plasticità a freddo. I tipi di ghisa malleabile sono due: a cuore bianco e a cuore nero, con differenze nella composizione chimica, nella temperatura e nella durata del ciclo di ricottura e nelle durezze ottenibili: 110 ÷ 150HB per la ghisa a cuore nero e 150 ÷ 210HB per quella a cuore bianco. Entrambe presentano una discreta resistenza a trazione (300 ÷ 450MPa), un allungamento percentuale medio (4 ÷ 12%) e una discreta lavorabilità alle macchine utensili. Per quanto riguarda la struttura, la ghisa malleabile a cuore nero evidenzia una matrice prevalentemente ferritica mentre la microstruttura di quella a cuore bianco è funzione della sezione: per piccole sezioni predomina la ferrite, mentre per grosse sezioni si ha una superficie ferritica, una zona intermedia ferritico-perlitica con grafite di ricottura e a cuore perlite e grafite di ricottura.

Capitolo 1

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Il ciclo di trattamento per entrambi i tipi prevede: • riscaldo alla temperatura di transizione tra sistema metastabile (Fe-Fe3C)

e quello stabile (Fe-C); • una permanenza a tale temperatura fino alla conclusione della

trasformazione; • un raffreddamento fino alla temperatura ambiente con velocità in

funzione della struttura che si vuole ottenere. La differenza tra ghise a cuore bianco e nero sta nell’atmosfera in cui si svolge il trattamento: decarburante per quelle a cuore bianco e neutra per quelle a cuore nero. Un aspetto non trascurabile ed economicamente sfavorevole è il lunghissimo tempo di permanenza ad elevata temperatura. Il trattamento termico della ghisa malleabile a cuore bianco è basato sull’intervento di fenomeni i cui effetti si sovrappongono durante la ricottura: la decarburazione e la grafitizzazione. La ricottura del getto in ghisa bianca consiste nel raggiungimento e mantenimento ad una temperatura superiore a quella di dissociazione di Fe3C (900 ÷1000°C): in questo modo viene messo a contatto con un agente ossidante in maniera che in superficie avvenga una decarburazione del getto dello spessore massimo di 3-4mm; a cuore il C tende a diffondere verso la superficie con relativo abbassamento del tenore di questo elemento. L’operazione continua così mediante la migrazione di C verso la superficie e la decarburazione prodotta dall’atmosfera ossidante fino al tenore di C previsto; il trattamento dura circa 100 ÷ 150 ore. Una ghisa malleabile a cuore bianco ha una composizione chimica con 2,8 ÷ 3,4% di C e 0,5 ÷ 0,75% di Si, una ghisa a cuore nero contiene 2,1 ÷ 2,8% di C e 1 ÷ 2% di Si. Il trattamento della ghisa malleabile a cuore nero è simile al precedente, ma senza la fase di decarburazione superficiale: ad alta temperatura (950 ÷ 1000°C) si formano piccoli noduli di grafite e si osserva il passaggio, per un tenore sufficiente di Si, dal sistema metastabile a quello stabile, che corrisponde con la decomposizione della cementite. La modalità di raffreddamento è la seguente: da 950°C ad una temperatura prossima ad A1 si raffredda velocemente; da qui a 680°C circa lentamente (3 ÷ 5°C/h) in cui il restante C precipita attorno ai noduli di grafite precedentemente formatisi; da 650°C alla temperatura ambiente il raffreddamento è di nuovo veloce. Il tempo totale di trattamento è di circa 50 ore. Tra le proprietà principali delle ghise malleabili troviamo la resistenza alla compressione, mentre la plasticità diminuisce rapidamente con la comparsa della perlite. Si può annoverare la resistenza a fatica tra i più importanti attributi di questo materiale, aggirandosi sul 50% del carico di rottura. Questo tipo di ghisa ha un ottimo comportamento anche in presenza di intagli.

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Il motivo principale che ha spinto i metallurgisti a mettere a punto la ghisa malleabile è quello che ne condiziona direttamente l’impiego: il problema si può sintetizzare nella necessità di avere un materiale che abbini tutte le peculiarità interessanti della ghisa (fluidità, colabilità, lavorabilità alle macchine utensili) con elevate proprietà meccaniche. Circa le possibilità di impiego dei due tipi di ghisa malleabile, esse sono strettamente collegate alle esigenze delle due diverse tecniche di ricottura: quella a cuore bianco, che è sottoposta ad un trattamento termochimico non può essere usata in pezzi di notevole spessore data la difficoltà di realizzare la decarburazione fino al cuore del getto, mentre è indicata per la fabbricazione di getti sottili perché favorita anche dal fatto che il suo maggior contenuto di C assicura una più alta colabilità. Alla ghisa a cuore nero, che è sottoposta al solo trattamento termico, è invece logico ricorrere per pezzi di grosso spessore. [7]

Fig.1.9 - Ghisa malleabile ferritica dopo ricottura

1.4 – Ghise legate Agendo opportunamente sulla composizione chimica è possibile ottenere leghe aventi maggiore resistenza alla corrosione; in particolare gli elementi che influiscono su questa proprietà sono:

• Si, che è normalmente presente in tutte le ghise in quantità inferiori al 3% ed è allora considerato elemento di lega quando è presente in percentuali superiori; esso promuove la formazione di una pellicola superficiale protettiva nei mezzi ossidanti. Qualora il Si sia aggiunto in quantità rilevanti, si deve ricorrere all’introduzione in lega di quantità relativamente basse di Mo.

• Cr: favorisce anch’esso la formazione di un ossido protettivo resistente in ambienti ossidanti.

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• Ni: migliora la resistenza in ambienti riducenti e fornisce alta resistenza contro gli alcali caustici e gli acidi minerali.

• Cu: migliora leggermente la resistenza all’acido solforico e aumenta quella alla corrosione chimica in genere e quella ai prodotti della combustione delle nafte solforose e degli oli pesanti solforosi in specie: viene quindi impiegato per camicie di motori diesel e per strutture nell'industria petrolifera.

• Mo: aumenta le resistenze meccaniche, specie agli urti e alla flessione, la tenacità, la lavorabilità, la resistenza all'attacco chimico e agli urti termici; i tenori di Mo vanno dallo 0,5 al 3%.

Le ghise al Si hanno proprietà meccaniche piuttosto scarse: la resistenza a trazione è 90 ÷ 130MPa e particolarmente bassa è la resistenza agli urti meccanici e termici; raggiungono valori di durezza di 480 ÷ 500HB e difetti di queste ghise sono la scarsa colabilità e lavorabilità alle macchine utensili. L’uso commerciale di queste leghe è ristretto alla fabbricazione di tubi di scarico di impianti chimici e laboratori. Le ghise al Cr hanno proprietà meccaniche migliori di quelle al Si, in particolare se C e Cr sono appropriatamente bilanciati. Queste leghe raggiungono carichi di rottura di 200 ÷ 850MPa e durezze di 250 ÷ 740HB; resistono bene agli urti e possono essere lavorate alle macchine utensili allo stato ricotto. Le ghise al Ni presentano carichi di rottura di 200 ÷ 300MPa e durezze di 130 ÷ 250HB, valori modesti; data la loro struttura austenitica hanno buona tenacità, eccellente lavorabilità e buona colabilità. Le ghise altolegate al Ni hanno struttura austenitica e maggiori carichi di rottura: 370 ÷ 440MPa per i tipi sferoidali; tra le proprietà di queste leghe troviamo ottima resistenza alla corrosione (in particolare per i tipi con grafite sferoidale), elevata resilienza alle basse temperature, buone proprietà antifrizione, buona resistenza all’erosione e al grippaggio, dilatazioni termiche controllate ed amagneticità. Per quanto riguarda le proprietà a temperature elevate, le ghise sferoidali in generale e particolarmente quelle a matrice ferritica, hanno un’ottima resistenza. La resistenza al calore di una ghisa in generale è stabilita in relazione alle seguenti caratteristiche: la dilatazione termica è prodotta dall’espansione che accompagna la grafitizzazione, dalle variazioni di volume dovute ai cambiamenti di stato e dall’ossidazione interna. L’ossidazione avviene per opera dei gas che ad alta temperatura possono penetrare nello strato superficiale del materiale: si può così assistere all’ossidazione della grafite, del Fe o del Si, con conseguente ossidazione superficiale e con produzione di uno strato di scaglia che può essere sottile ed aderente e quindi protettiva oppure porosa e tendente al distacco permettendo la continua ossidazione della lega sottostante. Gli shock termici e i riscaldi ciclici, inoltre, possono provocare criccature

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dannose nei pezzi, dovute sia alle sollecitazioni termiche che alle eventuali trasformazioni. La resistenza allo scorrimento e il carico di rottura sono caratteristiche che devono essere vagliate all’atto della scelta del materiale durante la progettazione. Per ottenere valori sufficientemente elevati delle caratteristiche citate si ricorre alla messa a punto della composizione chimica con l’aggiunta di quantità anche notevoli di Cr, Ni, Mo, Al e Si:

• Si e Cr promuovono la formazione di uno strato protettivo in atmosfere ossidanti, come già visto, ma diminuiscono la resistenza agli shock termici e la tenacità del metallo.

• Ni e Mo aumentano la tenacità e la resistenza a temperatura elevata senza influire sulla resistenza all’ossidazione.

• Al riduce la dilatazione e la scagliatura ma influisce negativamente sulle proprietà meccaniche a temperatura ambiente; fornisce un’alta resistenza all'ossidazione e alla solforazione a caldo se presente in quantità di 4 ÷ 8%, ha il potere di nitrurarsi in superficie e quindi d'acquistare durezze superficiali elevatissime e porta all’assenza di ferromagnetismo proporzionale al suo tenore ed alta resistività elettrica; i massimi tenori ammessi sono di circa il 20-30%.

• Mn, P, Cr, Mo e V riducono tutti la dilatazione della ghisa, essendo elementi stabilizzatori dei carburi.

Si ricordano inoltre le ghise al Ni a grafite lamellare e le ghise al Ni, Cr, Si e Al; tra le ghise sferoidali resistenti al calore sono degne di nota quelle al Si (2,5 ÷ 6%) con alte percentuali di Ni (circa il 23%). [7] L’analisi delle ghise si concentra ora sull’approfondimento di quella sferoidale e di quella vermicolare, trattate in modo più approfondito in quanto la lega oggetto di tesi si può definire un materiale intermedio tra questi due. 1.5 – Ghisa sferoidale Dopo la seconda guerra mondiale fu messa a punto questa lega e venne denominata ghisa nodulare o sferoidale, a seconda della perfezione delle particelle di grafite. La ghisa a grafite sferoidale, grazie alle sue singolari caratteristiche che offrono vaste possibilità di impiego, rappresenta oggi il materiale ferroso più diffuso dopo la ghisa grigia e l’acciaio. In questo materiale, mediante opportuni procedimenti, si ottiene la precipitazione della grafite sotto forma di sferoidi, cioè in una forma che a parità di volume presenta la minima superficie e quindi crea il minimo danno (intaglio) alla matrice

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circostante, della quale è così possibile utilizzare maggiormente le caratteristiche. Nel bagno di fusione vengono introdotti degli inoculanti (Mg o Ce in percentuali dell’ordine dello 0,005%) che realizzano un sottoraffreddamento del liquido. Essendo questi nuclei di solidificazione immersi in una matrice liquida, durante il raffreddamento si accrescono in maniera simmetrica radialmente; allo stato solido si accrescono per diffusione degli atomi di C e si ottiene della grafite a forma di sferoidi. In Fig.1.10 e 1.11 è ben visibile l’azione della grafite sulla meccanica della frattura: nella prima immagine la lamella di grafite di una ghisa grigia innesca la rottura, mentre nella seconda micrografia si vede come lo sferoide di grafite abbia una influenza diversa sulla propagazione della cricca.

Fig.1.10, 1.11, 1.12 – Influenza della morfologia di grafite sulla cricca e a destra esempio di riduzione di spessore permesso dal passaggio dalla ghisa grigia a quella sferoidale Eliminato così l’indebolimento causato dalle lamelle di grafite, è stato possibile ridurre gli spessori dei getti: nell’esempio in Fig.1.12 una valvola in ghisa grigia viene sostituita con una in ghisa sferoidale, che pur avendo la stessa sezione di passaggio, presenta una notevole riduzione di spessore e di peso. La ghisa sferoidale mostra inoltre un notevole miglioramento di tutte le caratteristiche meccaniche ed una proprietà che era sconosciuta alla ghisa normale: la duttilità. Si è pertanto di fronte ad un materiale che, pur avendo proprietà uguali e per certi aspetti anche superiori a quelle dell’acciaio fuso, ha rispetto ad esso il vantaggio che, essendo una ghisa a tenore di C relativamente elevato, possiede una basso punto di fusione ed una buona fluidità allo stato liquido. Di conseguenza può essere impiegata per la produzione di getti anche molto complicati, per i quali siano richieste prestazioni nettamente superiori a quelle che può offrire la migliore ghisa meccanica.

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Relativamente alla temperatura di fusione, quella della lega eutettica stabile Fe-C con il 4,3% di C è situata a 1153°C. I fattori che influenzano questo valore sono principalmente gli elementi di lega, in particolare Si e P: per esempio, per un contenuto di Si del 3% la temperatura di fusione sale a 1165°C. Per contenuti fino al 2% di Cu e al 4,5% di Cr non si ha variazione apprezzabile di questo parametro; per ogni punto percentuale di Ni e fino al 5%, invece, si verifica un abbassamento del liquidus di circa 5°C. In pratica la temperatura di fusione per tutti i tipi normali di ghisa sferoidale varia da 1120 a 1160°C. Dovendo prendere in considerazione la composizione delle ghise sferoidali, è opportuno distinguere tra elementi abituali (C, Si, Mn, P) ed elementi speciali da aggiungere con fini specifici. Dato che lo S è uno degli elementi a più elevato potere antigrafitizzante, è necessario cercare di eliminarlo o ridurlo il più possibile per ottenere una buona nodulizzazione. Una desolforazione spinta, allora, è indispensabile anche perché lo S, combinandosi col Mg, potrebbe neutralizzare l’effetto sferoidizzante di quest’ultimo. Può essere anche aggiunto del Mn in quanto agisce da coadiuvante dell’azione desolforante. Tra gli elementi da aggiungere per avere la sferoidizzazione della grafite si hanno Mg, Ce, Ca, Li, Na e Ba; di questi solo i primi due hanno assunto un’importanza commerciale. Il Mg spicca fra tutti per essere il più efficace e sperimentato nodulizzante, anche se, quando è aggiunto allo stato puro, presenta inconvenienti come brusche reazioni ed esplosioni di gas, con i rischi conseguenti. Per il suo alto potere termogeno è impiegato in leghe con Ni, Cu, Fe-Si e Li, come spiegato in seguito. La quantità di Mg da aggiungere deve essere tale da averne un tenore residuo dello 0,04 ÷ 0,08%. Tra le terre rare il Ce è l’elemento più usato e quasi mai è aggiunto da solo, dato il suo miglior effetto se unito al Mg: basta infatti una quantità dello 0,005% di Ce per una effettiva nodulizzazione, se la ghisa è stata desolforata con Mg o altro energico desolforante. Bisogna tener presente che elementi come Sn, Pb, Sb, Bi, As, Se, Te, Ti e V sono nocivi alla nodulizzazione, ma l’influenza negativa di questi può essere annullata mediante aggiunta di una quantità adeguata di Ce. E’opportuno ricordare l’intervallo di composizione e l’influenza dei principali costituenti della ghisa sferoidale base. CARBONIO La percentuale presente può essere compresa tra il 3 e il 4% e anche se il C di per sé esercita un’influenza di secondaria importanza sulle proprietà meccaniche, influisce sulla formazione dei microcostituenti e ciò è fondamentale per tutte le proprietà meccaniche. Per avere una ghisa con buona scorrevolezza, basso ritiro ed elevato numero di noduli è consigliabile

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mantenere nella ghisa un C compreso tra 3,6 e 3,8%; ovviamente per getti di sezioni più pesanti si usano valori di C più bassi. MANGANESE Poiché lo S nelle ghise deve essere necessariamente basso, il Mn si comporta esclusivamente come elemento di lega stabilizzante della perlite, antigrafitizzante e non esercita alcuna azione di controllo dello S come nelle ghise grigie con grafite lamellare. Per avere la massima duttilità nelle sferoidali as-cast, è necessaria una matrice ferritica e quindi il contenuto di Mn deve essere basso (0,15 ÷ 0,2%). Percentuali maggiori possono essere tollerate se i getti devono essere sottoposti a trattamento termico e se sono di sezione media o pesante. In ogni caso, essendo il Mn un promotore abbastanza forte di carburi, il suo contenuto deve essere limitato ad un massimo che dipende dal tenore di Si e dallo spessore della sezione; per promuovere la struttura perlitica as-cast non si deve usare Mn, ma Cu o Sn. FOSFORO Per produrre una ghisa sferoidale con le migliori proprietà meccaniche, in particolare resistenza all’urto, è necessaria una ghisa base con basse percentuali di P (≤ 0,08%) onde evitare la formazione della fase fragile steadite; percentuali maggiori sono tollerate se il pezzo deve essere sottoposto a trattamento termico. SILICIO Il Si finale di una ghisa sferoidale è compreso tra il 2 e il 3% e riduce la quantità di C nell’eutettico e nell’eutettoide. Il Si è un energico grafitizzante in quanto fa aumentare la temperatura dell’eutettico stabile e promuove la formazione di ferrite, ma aumentando la sua presenza, si riduce la resistenza all’urto a basse temperature. Oltre il 3%, il Si aumenta la resistenza al calore della sferoidale. CARBONIO EQUIVALENTE In generale la SGI è una ghisa ipereutettica, con un CE (%C + 0,31 %Si) variabile tra 4,3 (lega eutettica) e 4,7% e ciò indica una certa flottazione della grafite formatasi: tale tendenza incrementa con l’aumentare del CE, ma a causa del più rapido raffreddamento i getti più sottili potranno avere un CE più elevato senza denunciare problemi di flottazione, quindi si consiglia di rapportare il CE agli spessori del getto. ZOLFO Il processo di sferoidizzazione risulta molto più facile ed economico se la ghisa base è povera di S, elemento molto più reattivo con il Mg che non con il Fe. La

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percentuale ideale di S dovrebbe essere intorno allo 0,01%, anche se possono essere tollerati tenori superiori. Per quanto riguarda le ghise sferoidali legate, sono di seguito elencati gli elementi che risultano oggi di possibile impiego: MANGANESE La potente azione stabilizzante dell’austenite dovuta all’abbassamento della temperatura eutettoidica fa del Mn un valido sostituto del Ni, entro certi limiti. Quest’elemento trova pertanto applicazione nella produzione delle ghise austenitiche e in particolare di quelle cui è richiesta la conservazione di una buona tenacità anche alle temperature inferiori a 0°C. In queste ghise il contenuto di Mn va da 1,5 a 2,5%, mentre per applicazioni criogeniche il suo tenore è compreso tra 4 e 4,5%. Questa ghisa mantiene buona duttilità fino a -196°C. ALLUMINIO Utilizzato per ghise sferoidali destinate alle alte temperature e per quelle da nitrurazione. Ai bassi contenuti l’Al ha effetto grafitizzante, che è massimo al 4% e per tale valore la matrice può risultare completamente ferritica; dal 4 al 10% procura una formazione crescente di carburi complessi; dal 10 al 18% di Al la matrice si presenta completamente bianca; al di sopra del 18% e fino al 27% l’Al riprende la sua azione grafitizzante che risulta massima in corrispondenza del 24%; per valori ancora superiori appare un nuovo carburo. Un contenuto del 6% di Al in combinazione con il 2% di Si ed il 2% di Mo, conferisce alla ghisa un’ottima resistenza all’ossidazione a caldo fino a 980°C; la miglior resistenza alla penetrazione dell’ossidazione a 950°C si ottiene con una ghisa sferoidale di composizione: Al 5%, Mo 2% e Si 3%. Per le ghise da nitrurazione è consigliata l’aggiunta di 1 ÷ 1,5% di Al insieme con 0,2 ÷ 0,4% di Mo. CROMO Dato il comportamento spiccatamente carburigeno di questo elemento, la sua aggiunta nella ghisa sferoidale dallo 0,3 all’1,5%, preferibilmente con Cu, Ni e Mo, può essere opportuna soltanto in quei casi in cui interessa avere nella matrice una certa quantità di carburi liberi, magari accentuata negli strati superficiali mediante la conchigliatura della forma: una struttura del genere conferisce al materiale alta resistenza all’usura ma ne abbassa decisamente la duttilità e la lavorabilità. Il Cr in combinazione con il Ni e/o con il Cu ed il Mo, costituisce elemento di lega anche per le ghise bainitiche e martensitiche nei getti di grosso spessore,

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come ad esempio i cilindri di laminazione. Esso è anche antigrafitizzante e costituente normale di quasi tutti i tipi di ghisa con matrice austenitica, particolarmente di quelli per applicazioni a caldo, nei quali è presente nelle concentrazioni più alte. MOLIBDENO Nella gamma di valore da 0,25 all’1% in opportuna combinazione con il Ni in concentrazioni comprese fra 1,5 e 5% oppure di Cu da 1 a 1,5% (scelte in funzione della velocità di raffreddamento in fase solida del getto) procura la formazione della struttura bainitica anche allo stato grezzo di colata, oltre che per trattamento termico. Questa struttura conferisce alla ghisa buona resilienza in rapporto all’elevato limite elastico, elevata resistenza alla fatica, ottima resistenza a trazione, discreta lavorabilità a 300HB, notevoli caratteristiche anti-usura e altre interessanti proprietà tecnologiche. Il Mo è anche presente nelle ghise a matrice martensitica da solo o con il Ni e/o il Cu ed eventualmente con il Cr. Come accennato precedentemente, il Mo è anche impiegato in combinazione con Si e Al per migliorare le caratteristiche a caldo della ghisa sferoidale: un’aggiunta dello 0,7% di Mo le conferisce una buona resistenza allo scorrimento a caldo fino a 450°C. La presenza del Mo nella ghisa in generale e di quella sferoidale in particolare migliora la temprabilità e riduce la fragilità da rinvenimento. NICHEL Questo elemento è considerato uno dei più importanti costituenti delle ghise legate, soprattutto di quelle sferoidali: questo sia per il sensibile miglioramento che esso determina nelle loro proprietà tecnologiche quando vi è contenuto in quantità relativamente basse, sia per le sostanziali modificazioni che determina nella struttura della ghisa quando vi è contenuto in percentuali più elevate. Nel diagramma sono poste in evidenza queste modificazioni in funzione di tenori crescenti di Ni come unico legante:

Fig.1.13 – Influenza delle aggiunte crescenti di Ni sulla durezza Brinell

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L’azione di miglioramento o di modifica delle caratteristiche strutturali che il Ni è in grado di svolgere nella matrice, non muta il grado di sferoidizzazione del C: sotto questo aspetto non c’è perciò teoricamente limite alla sua presenza nella ghisa sferoidale. Con la sua azione stabilizzante della perlite ne favorisce la conservazione nelle trasformazioni in fase solida anche nelle sezioni di maggior spessore. Determinate proporzioni di Ni e Cr, correlate allo spessore del getto, possono favorire la formazione di perlite globulare o sorbite. La presenza del Ni nella ghisa ne abbassa la temperatura eutettoidica con conseguente aumento della temprabilità. Inoltre, in combinazione con il Mo ed eventualmente con il Cu, il Ni favorisce la formazione delle strutture bainitiche e martensitiche. Esso è un elemento grafitizzante ed è il componente basilare di tutti i tipi di ghisa con matrice austenitica. In quelle con grafite sferoidale il Ni è presente in percentuali che vanno dal 10 al 36%, in combinazione con Cr, Mn e Si. RAME L’influenza del Cu sulla struttura della ghisa in generale si può riassumere nei seguenti punti principali:

• effetto grafitizzante durante la solidificazione, per cui con aggiunte appropriate di Cu, oltre ad affinare la grafite, si può impedire l’eventuale formazione di carburi ledeburitici;

• effetto antiferritizzante e antigrafitizzante durante le trasformazioni allo stato solido: questo è interessante quando è desiderata la struttura perlitica in modo uniforme in tutte le varie sezioni del pezzo;

• comportamento gammageno, cioè attivazione della formazione di perlite anche in condizioni di raffreddamento lento;

• effetto indurente sulla perlite dovuto alla sua presenza nella soluzione solida α; questa influenza è maggiore di quella del Ni.

L’impiego del Cu nelle ghise sferoidali è però limitato a contenuti dell’1%. A tenori più elevati, infatti, esso tende a generare deformazioni negli sferoidi con conseguente abbattimento delle caratteristiche meccaniche. Questo fenomeno è notevolmente accentuato dalla simultanea presenza di elementi nocivi quali Sb, Bi, Pb e particolarmente Ti. L’influenza deleteria di questi elementi sovversivi può essere neutralizzata con aggiunte di Ce o di mischmetall, lega metallica piroforica costituita da elementi appartenenti al gruppo delle terre rare in percentuali varie. L’effetto dannoso di contenuti eccessivi di Cu risulta ridotto dalla presenza di appropriate percentuali di Ni, per il conseguente aumento della solubilità nell’austenite che ne eleva il valore percentuale critico.

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Quando si impiega il Cu come alligante nelle ghise sferoidali è comunque opportuno operare con una ghisa base della massima purezza e in questo caso il contenuto può essere portato ad un valore massimo del 2%. E’ da rilevare che nelle ghise sferoidali perlitiche, rispetto al Ni, il Cu conferisce un aumento della resistenza meccanica, della durezza ed una maggiore riduzione della duttilità: tutto questo, oltre che al più efficace effetto diretto sulla struttura perlitica, è dovuto anche all’eliminazione degli aloni ferritici che contornano gli sferoidi. Per quanto riguarda il comportamento a caldo, è stato dimostrato che una ghisa sferoidale contenente lo 0,6% di Cu e l’1,08% di Ni presenta valori di scorrimento viscoso a caldo nel range di temperature 440 ÷ 560°C, superiori a quelli di una lega con l’1,22% di Ni e prossimi a quelli di un acciaio dolce. In combinazione con il Mo ed eventualmente con il Ni, il Cu è aggiunto alle ghise per ottenere strutture bainitiche allo stato grezzo di colata ed in quelle destinate a subire trattamenti termici quali normalizzazione, bonifica, tempra bainitica e martensitica. SILICIO Questo elemento, se contenuto nei valori da 4 a 7%, abbinato o meno all’Al ed eventualmente con il Mo, conferisce alla ghisa sferoidale buone caratteristiche di resistenza alla scagliatura, all’ossidazione e all’ingrossamento a caldo e conserva buona resistenza a trazione ed allungamento anche a temperature dell’ordine di 800°C e oltre. Nei vari tipi di ghise sferoidali austenitiche è normalmente compreso in valori da 1,5 a 3%, mentre quando è richiesto un miglioramento della resistenza alla corrosione, all’erosione e all’ossidazione, esso è presente in percentuali che vanno dal 4,5 al 6%. Si elencano le principali proprietà e caratteristiche della ghisa sferoidale: Proprietà meccaniche Per quanto riguarda le proprietà meccaniche, la resistenza a trazione della ghisa a grafite sferoidale è superiore a quella di una buona ghisa meccanica. In particolare la struttura perlitica è quella che assicura i più alti valori di durezza e di resistenza, in corrispondenza dei più bassi valori di allungamento e di resilienza. La curva sforzi-deformazioni è diversa da quella della ghisa ordinaria e più simile a quella dell’acciaio, dato che si riscontra la proporzionalità tra sforzi e deformazioni fino ad una sollecitazione di poco inferiore al limite di snervamento: in pratica si considera come carico di snervamento quel valore per il cui l’allungamento permanente raggiunge lo 0,2% della lunghezza iniziale del tratto utile.

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Fig.1.14 – Influenza della ferrite sulle caratteristiche meccaniche Valori tipici dei test di trazione vanno da 350MPa e 22% di allungamento per una ghisa sferoidale ferritica fino a 1000MPa e 2% di allungamento per una ghisa con matrice perlitica. I valori di resistenza alla compressione vanno da 1670 a 2225MPa, in funzione della microstruttura.

Per quanto riguarda la durezza si spazia da 150 fino a 350HB, sempre secondo la microstruttura. Questa proprietà è influenzata anche dalla composizione chimica: Si, Mn, Ni, Cu e Mo aumentano la durezza del componente ferritico della matrice, mentre il Mn incrementa quella delle lamelle di Fe3C del componente perlitico. Il Ni, il Cu ed il Mo, inoltre, esplicano un’azione affinante della perlite, che ne risulta ulteriormente indurita. Fig.1.15 – Relazione tra la durezza ed il contenuto di ferrite nella matrice

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Resilienza La resistenza all’urto, determinata mediante l’utilizzo di provette Charpy, mostra valori di resilienza che decrescono sia all’aumentare del tenore di P che di Si e i migliori risultati si ottengono per valori di Si compreso tra il 2 ed il 2,5% e per matrici ferritiche. Per quanto riguarda il Cu, è consigliabile escluderne la presenza quando sono richiesti elevati valori di resilienza. I test eseguiti a varie temperature hanno inoltre mostrato che il P ha un’influenza negativa sulla temperatura di transizione fragile/duttile. In definitiva, con un’appropriata scelta della composizione chimica e un adatto trattamento termico di ricottura, è possibile ottenere ghise sferoidali con matrice ferritica che presentano fratture duttili anche per temperature al di sotto dei -20°C e che conservano buoni valori di resistenza all’urto nella zona di transizione fino a -50°C.

Fig.1.16 – Temperatura di transizione; tipi di rottura: A fragile normale, B fragile con scollamento intergranulare, C duttile Resistenza a fatica La resistenza a fatica è nettamente superiore a quella delle migliori ghise a grafite lamellare per l’elevato rapporto di durata, cioè il rapporto tra il limite di fatica ed il carico di rottura, e per una sensibilità all’intaglio inferiore a quella di molti acciai al C. Una struttura perlitica fine, ottenuta mediante un trattamento di normalizzazione e rinvenimento, aumenta sì la resistenza a trazione ma in minor misura il limite di fatica: perciò una struttura perlitica grezza di colata ha un rapporto di durata più elevato. Un incrudimento superficiale, ottenuto ad esempio mediante granigliatura o laminazione, innalza il limite di fatica. [11]

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Resistenza all’usura Altra importante proprietà è la resistenza all’usura meccanica, in quanto la presenza di grafite contribuisce direttamente alla lubrificazione delle superfici a contatto e fornisce anche delle riserve di lubrificante. Questa è una proprietà estremamente importante: prove di resistenza al grippaggio ed alla rigatura hanno mostrato che la ghisa sferoidale è uguale al miglior tipo di ghisa grigia. L’eccezionale resistenza all’usura della ghisa sferoidale ha reso possibile il suo impiego in un grande numero di applicazioni compresi alberi a manovella, ingranaggi e molti altri particolari. Con ingranaggi in ghisa sferoidale temprata alla fiamma si è scoperto che è possibile utilizzare qualsiasi tipo di lubrificante e che la velocità di usura è pari a quella dell’acciaio cementato. Comportamento alle alte e basse temperature Lo scorrimento a caldo, ossia la deformazione che si verifica dopo un certo periodo di tempo ad un dato carico di trazione e ad una data temperatura, mostra performance migliori per una matrice perlitica piuttosto che ferritica. Aggiunte, anche in piccole percentuali, di elementi di lega come Cu e Mo aumentano il limite di scorrimento. Per quanto riguarda le applicazioni in cui sono previsti urti termici (sollecitazioni costituite da ripetuti riscaldi seguiti da bruschi raffreddamenti), invece, le ghise sferoidali ferritiche, che sono strutturalmente stabili anche alle temperature elevate, presentano una resistenza migliore di quelle perlitiche. Le ghise sferoidali hanno un buon comportamento alle basse temperature e quindi possono essere ottimamente impiegate in queste condizioni; il miglior comportamento si riscontra nelle ghise con struttura ferritica, con contenuti di Si compresi tra 1,5 e 2%, per le quali alla diminuzione della temperatura corrisponde un incremento costante del carico di rottura a trazione fino a -269°C. Conducibilità termica La conducibilità termica, cioè la quantità di calore che nell’unità di tempo attraversa una parete di spessore e superficie unitari quando la differenza di temperatura fra le facce opposte della parete è unitaria, per una ghisa sferoidale è influenzata dalla forma e dalla dimensione della grafite, la quale fra i vari costituenti strutturali ha la maggiore conducibilità termica. La dimensione degli sferoidi varia in funzione della velocità di raffreddamento, per cui in uno stesso getto è possibile trovare zone con sferoidi molto piccoli ma in gran quantità nelle aree di maggior raffreddamento (sezioni sottili) e altre zone con particelle più grandi ma anche più distanziate dove il raffreddamento è più lento (spessori grossi o zone centrali), come visibile nell’esempio di Fig.1.17.

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La conducibilità termica è dipendente anche dalla composizione chimica, in particolare dal contenuto di Si: un suo aumento dal 2 al 3% riduce del 20% circa il valore della conducibilità. Infine, anche la temperatura influenza questo parametro termico: a seguito di un riscaldo, la conducibilità diminuisce.

Fig.1.17 – Variazione delle dimensioni degli sferoidi di grafite in funzione di vari spessori all’interno del getto Resistenza alla corrosione e all’ossidazione La ghisa sferoidale mostra una migliore resistenza alla corrosione rispetto a quella lamellare: la minore superficie catodica degli sferoidi rispetto alle lamelle comporta una diminuzione del fenomeno corrosivo in ambiente acido. In ambiente basico la corrosione è generalmente bassa, ma tende ad aumentare con l’incremento della temperatura. La presenza di cementite nella matrice aumenta l’effetto corrosivo da parte di ambienti acidi forti, in conseguenza dell’aumento della superficie catodica attiva. Per questo le ghise con matrice perlitica presentano un grado di corrosione pressoché doppio rispetto a quelle ferritiche. Il contrario si riscontra negli ambienti corrosivi neutri e basici, grazie ad una maggiore aderenza alla superficie dei getti con matrice perlitica della pellicola di grafite che si forma all’inizio della corrosione e che successivamente riduce la velocità della reazione. Se la matrice metallica è nobilitata dalla presenza di elementi come il Ni, il potenziale elettrochimico risulta ridotto e il grado di corrosione si abbassa. La presenza simultanea di sollecitazioni meccaniche, invece, aumenta la velocità delle reazioni; ne consegue un abbassamento del limite di fatica se il componente è immerso in un mezzo corrosivo. L’ossidazione a caldo in ambiente ossidante inizia al di sopra dei 200°C ed aumenta con l’incremento della temperatura. Il tipo di matrice non ha un effetto di rilievo sulla resistenza all’ossidazione, la quale invece risulta migliorata dalla presenza di Ni e da alti contenuti di Si e Mn. In ogni caso, in tutte le condizioni di impiego le normali ghise sferoidali hanno una penetrazione all’ossidazione pari a 1,5mm/anno e dimostrano una resistenza all’ossidazione nettamente superiore a quelle dell’acciaio per getti (5,2mm/anno) e delle ghise malleabile e grigia (4,7mm/anno), sia per il loro maggiore contenuto di Si, sia per la forma sferoidale della grafite che ostacola la penetrazione in profondità dell’O.

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Saldabilità La SGI può essere saldata sia con l’ausilio di elettrodi adeguati, sia mediante saldatura ossiacetilenica e brasatura: in tal modo possono essere saldati tra loro pezzi in ghisa sferoidale oppure essa può essere saldata ad altri materiali quali acciai al C, acciai inossidabili e leghe al Ni. Dato che però è inevitabile un’alterazione strutturale nella zona riscaldata, è consigliabile effettuare un opportuno trattamento termico dopo la saldatura allo scopo di eliminare le cause di fragilità e contemporaneamente facilitare l’eventuale lavorazione meccanica. Applicazioni Essendo una lega di composizione prossima a quella eutettica, la SGI ha il punto di fusione più basso di qualsiasi altra lega nel sistema Fe-C, pari a quello di una ghisa grigia eutettica: la sua produzione quindi, per quanto riguarda la temperatura e la modalità di lavorazione, è simile a quella della ghisa grigia. Dal momento che le composizioni eutettiche hanno la massima fluidità, si possono produrre i getti più complessi ed essendo un materiale ad alto tenore di C, può essere fuso al cubilotto come la ghisa ordinaria: possiede allora tutti i vantaggi della ghisa a basso punto di fusione. Il suo ritiro alla solidificazione, invece, assomiglia a quello della ghisa grigia contenente il 3 ÷ 3,2% circa di C e richiede pertanto maggiore materozzatura rispetto ad una ghisa a grafite lamellare di composizione eutettica, ma sempre minore di quella richiesta per l’acciaio o per la ghisa malleabile. La maggior parte delle ghise sferoidali è utilizzata allo stato grezzo di fusione o dopo una distensione. Tuttavia, queste ghise possono essere sottoposte a diversi trattamenti termici al fine di ottenere opportune caratteristiche meccaniche. I principali trattamenti sono: la bonifica (tempra e rinvenimento) per migliorare le proprietà meccaniche; la stabilizzazione per eliminare le tensioni interne; la ricottura per ottenere una matrice ferritica che garantisca alti valori di allungamento e resilienza; la normalizzazione per ottenere una struttura perlitica, con ottime combinazioni di caratteristiche meccaniche; infine trattamenti di superficie, come la tempra superficiale che permette di ottenere maggiore durezza all’esterno grazie ad una struttura martensitica, mantenendo tenacità a cuore. Le applicazioni della ghisa sferoidale spaziano dalla meccanica generale, con tubi, barre, ingranaggi, pulegge, carrucole, bussole, rondelle, anelli, coperchi, flangie, all’oleodinamica: blocchi distributori, pistoni, corpi valvola, corpi pompa, testate cilindri; dai compressori, con rotoli a palette, viti asimmetriche, camicie di cilindri, anelli di tenuta, alle macchine utensili: guide e piani di scorrimento, maschere di posizionamento e fissaggio, cremagliere, supporti per assi e mandrini; dall’automotive, con pistoni per ammortizzatori, guida-valvole, blocchi motore, bielle, all’industria del vetro, della plastica e dei materiali non

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ferrosi: forme, stampi e portastampi, immergitori, barre saldanti, conchiglie, pistoni, tubi di alimentazione, stampi per anime. La conclusione che si può trarre dopo un attento esame delle proprietà della ghisa sferoidale è che le sue caratteristiche assomigliano molto a quelle di un acciaio a medio tenore di C e di conseguenza tale materiale può sostituire l’acciaio in svariate condizioni d’impiego. [7], [1]

Fig.1.18, 1.19 - A sinistra una micrografia di una ghisa sferoidale e a destra un nodulo di grafite in matrice perlitica. 1.6 – Ghisa vermicolare Con la scoperta nel 1919 del sistema di fabbricazione della ghisa sferoidale fu fatto un notevole passo avanti nello sviluppo applicativo della ghisa nel campo della meccanica generale. Si creò però un notevole divario di proprietà tra questa e la ghisa grigia, fino ad allora quella comunemente utilizzata. Si è cercato di colmare questo vuoto modificando le ghise grigie, rendendole più resistenti mediante aggiunta di elementi alliganti o variando la percentuale di CE. Contemporaneamente sono sorti problemi dovuti ad una maggiore difficoltà della tecnica fusoria, della colata e della lavorazione meccanica dei getti. La scoperta della ghisa vermicolare ha colmato questa lacuna, creando un ponte tra le proprietà della ghisa grigia e di quelle della sferoidale e in alcuni casi queste proprietà sono state migliorate, specialmente quando è richiesto un connubio tra resistenza, conducibilità termica, resistenza all’impatto e lavorabilità. Riassumendo le peculiarità della sferoidale e della grigia, si può dire che la ghisa SGI presenta caratteristiche meccaniche paragonabili a quelle degli acciai, buona duttilità, buona resistenza a fatica, possibilità di fare dei trattamenti termici, basso punto di fusione ed elevata colabilità, mentre la ghisa grigia ha una buona conducibilità termica, è facilmente fondibile, possiede un basso carico di resistenza a trazione, a causa della presenza delle lamelle di grafite che

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interrompono la continuità della matrice generando un notevole effetto di intaglio, mostra una bassissima tenacità ma una buona resistenza a compressione, pari a circa tre volte quella a trazione grazie alle lamelle che contribuiscono alla sopportazione del carico; inoltre è facilmente lavorabile alle macchine utensili ad alta velocità di taglio grazie all’effetto di intaglio delle lamelle di grafite che fungono da lubrificante solido. Pure la struttura della vermicolare è intermedia tra la ghisa sferoidale e quella grigia: essa è caratterizzata dalla separazione delle lamelle di grafite interconnesse, corte, spesse, contorte e con bordi terminali piuttosto arrotondati. La matrice dipende dalla composizione chimica, dal tipo di carica, dal mezzo fusorio, dalla temperatura di colata e dalla velocità di raffreddamento. La ghisa vermicolare tende a ferritizzare in quanto ottenuta da una ghisa di base molto simile a quella della ghisa sferoidale; la quantità della ferrite rispetto alla perlite e la durezza dei getti ottenuti dipende molto dalla percentuale di Mn. La tendenza a creare carburi è bassa purché il tenore di Mg e terre rare residue non superi certi livelli di guardia. Negli ultimi tempi la ghisa vermicolare ha assunto una notevole importanza tecnico-industriale in quanto dalla collaborazione tra la BCIRA e la Foote Mineral Company nel 1976 è stata messa a punto una lega con la quale è possibile ottenere commercialmente la ghisa vermicolare con un’unica aggiunta e con un sistema produttivo e di controllo del tutto simile a quello della ghisa sferoidale. Si è riusciti quindi ad ottenere un materiale con il 75% in più di resistenza a rottura, il 40% in più di rigidezza ed il 100% in più di resistenza a fatica della ghisa grigia, migliori proprietà di smorzamento delle vibrazioni, conducibilità termica e colabilità. Lo svantaggio risiede in una minore lavorabilità alle macchine utensili, soprattutto alle alte velocità: in queste condizioni la vita utile dell’utensile diminuisce fino al 50%. Rispetto alla ghisa grigia convenzionale, la CGI permette di ridurre lo spessore dei getti a parità di carico applicato, in quanto sopporta maggiormente le sollecitazioni, anche senza ricorrere ad elementi alliganti; le sue proprietà come materiale grezzo di fusione sono soggette a minori variazioni; la sua superiore duttilità riduce le rotture fragili, così come è ridotto il pericolo di rotture a caldo durante l’estrazione del pezzo dallo stampo; infine rispetto alla ghisa grigia, la vermicolare consente di adottare filetti meno profondi e di conseguenza anche viti più corte. Confrontandola con la ghisa sferoidale, la vermicolare ha minori tensioni residue grazie all’alta conducibilità termica e al minor modulo elastico e una migliore colabilità, che le consente di progettare getti più complessi e componenti near-net-shape, cioè riducendo o addirittura eliminando le lavorazioni meccaniche dopo la fusione. [7]

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Si elencano le principali proprietà e caratteristiche della ghisa vermicolare: Proprietà meccaniche I fattori principali che agiscono sulle proprietà meccaniche sia a temperatura ambiente che ad alte temperature, sono la composizione chimica, la microstruttura e lo spessore della sezione. La struttura è a sua volta influenzata da variabili di processo come le materie prime, il pretrattamento del metallo liquido, come ad esempio la desolforazione, e la postinoculazione. La maggiore resistenza rispetto alla ghisa grigia è dovuta agli spessori e agli arrotondamenti delle lamelle di grafite che riducono la concentrazione degli sforzi interni che si sviluppano nell’interfaccia grafite-matrice. Tuttavia la natura interconnessa della vermicolare risulta meno continua nella struttura della matrice rispetto alla sferoidale e quindi è minore la sua resistenza; la morfologia della grafite compatta ha inoltre un maggior effetto d’intaglio rispetto agli sferoidi. I carichi di rottura sono relazionati al tipo di matrice: a parità di CE, i valori crescono man mano che si passa da una matrice ferritica ad una perlitica. Nei grafici seguenti sono mostrate le curve sforzi-deformazioni per differenti tipi di matrice e le variazioni della resistenza a trazione e dello snervamento in funzione della perlite, per diverse temperature; questi ultimi dati si riferiscono ad una ghisa CGI con una nodularità della grafite compresa tra lo 0 ed il 10%.

Fig.1.20, 1.21 – A sinistra variazione della curva sforzi-deformazioni per differenti matrici in una ghisa vermicolare; a destra influenza della percentuale di perlite sulla resistenza a trazione e sullo snervamento

La nodularità, la cui percentuale può essere calcolata tramite la normativa ASTM A247, cresce in seguito alle aumentate velocità di raffreddamento nelle sezioni più sottili del getto: in un fuso che contiene tra lo 0 ed il 10% di nodularità nelle sezioni spesse, può contenere contemporaneamente una percentuale tra il 30 ed il 60% di nodularità in quelle più fini. Se nella sezione

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più spessa la nodularità è superiore al 20%, il suo valore può crescere oltre il 70% nelle sezioni sottili, aumentando così la differenza di proprietà meccaniche all’interno del getto. Con l’incremento della nodularità si ottengono una resistenza a trazione e un allungamento maggiori, ma è necessario comunque restare al di sotto del 20% di nodularità della grafite per qualificare una ghisa come vermicolare. Per quanto riguarda la perlite, un aumento del 20% all’interno della microstruttura fornisce un incremento della resistenza a trazione del 10 ÷ 15%. Anche per questo motivo, la valutazione della percentuale di perlite viene fatta soprattutto ai fini della durezza, della resistenza all’usura e della lavorabilità ottenibili con quel valore, piuttosto che per la resistenza a trazione. E’ stato dimostrato che le proprietà meccaniche della CGI sono meno sensibili alla variazione del CE rispetto a quelle della FGI. Anche con un CE prossimo all’eutettico (4,3%), la ghisa vermicolare, sia ferritica che perlitica, ha maggiore resistenza rispetto alle ghise grigie non legate a basso CE. Per quanto riguarda gli effetti della composizione chimica sulle proprietà meccaniche, si è visto come sebbene l’aumento del contenuto di Si diminuisca il rapporto perlite/ferrite nel getto as-cast, sia la resistenza a trazione che la durezza migliorano; ciò è dovuto all’azione di indurimento della ferrite da parte del Si. Un altro elemento che incrementa la resistenza è il P, ma il suo contenuto deve essere limitato allo 0,04% per evitare fragilità. Il rapporto perlite/ferrite, equivalente alla resistenza e alla durezza delle ghise vermicolari, può essere accresciuto da Cu, Ni, Mo, TiN, Mn, As, V e Al. Gli effetti del Cu e del Mo sono mostrati nelle Fig.1.22 e 1.23:

Fig.1.22, 1.23 – Influenza delle percentuali di Cu (a sinistra) e Mo (a destra) sulle proprietà meccaniche

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Come tutte le altre ghise, quella vermicolare è piuttosto sensibile all’influenza della velocità di raffreddamento e quindi allo spessore delle varie sezioni del getto, in quanto ciò influisce sia sulla matrice che sulla morfologia della grafite: una alta velocità di raffreddamento, infatti, promuove la perlite ed incrementa la nodularità. Fig.1.24 - Effetto dello spessore della sezione sulla resistenza a trazione della ghisa vermicolare, confrontata con quella della ghisa grigia.

L’elongazione che viene misurata nel test di trazione mostra un comportamento duttile della CGI. L’allungamento percentuale cresce in maniera proporzionale alla nodularità e inversamente proporzionale al tenore di perlite. I valori dell’allungamento percentuale (2 ÷ 7%) sono intermedi tra quelli della grigia e della sferoidale, anche se sensibilmente inferiori a quest’ultima. Una proprietà apprezzabile è la resistenza a compressione, che nelle ghise gioca un ruolo importante nella determinazione della fatica termica di componenti vincolati. I test di compressione mostrano che la resistenza di una ghisa vermicolare perlitica è circa del 25% superiore rispetto a quella di una ghisa grigia; il modulo elastico della CGI, pari a 145 ÷ 155GPa, è lo stesso sia in compressione che in trazione. Inoltre, la resistenza a compressione a temperatura ambiente cresce linearmente con la percentuale di perlite ed è insensibile agli effetti del Cr e del Mo come elementi alliganti. Il ruolo del Cr è quello di stabilizzare la perlite ad elevate temperature (superiori ai 400°C), mentre il Mo migliora la resistenza a trazione, il creep e la fatica termica. La durezza, pur dipendendo sempre dalla natura della matrice, risulta inferiore rispetto a quella della ghisa grigia, a causa della morfologia delle grafiti e dell’interfaccia tra grafite e matrice. Si ottiene massima durezza per una microstruttura perlitica, valori intermedi per una struttura mista ferritico-perlitica e bassi valori di durezza per una matrice di ferrite. In Fig.1.25 è mostrato l’andamento della durezza Brinell in funzione della percentuale di perlite: la correlazione è lineare, ma il coefficiente angolare e l’intercetta dipendono dalle concentrazioni di Mn, Cr, Ti e dagli elementi presenti nella carica di fusione e nei rottami. L’influenza della nodularità della grafite sulla durezza è invece rappresentata nel grafico in Fig.1.26: è evidente che per una ghisa vermicolare con un

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contenuto di perlite tra l’85 ed il 100%, la durezza è costante per nodularità da 0 al 90%, ma non appena si formano le grafiti a fiocco si ha un rapido decremento.

Fig.1.25, 1.26 – Influenza delle percentuali di perlite e di nodularità sulla durezza Un’altra proprietà meccanica da analizzare è il modulo elastico; in Fig.1.27 è rappresentato il suo andamento in funzione della nodularità della grafite.

Fig.1.27 – Andamento del modulo elastico in funzione della nodularità della grafite La presenza di una piccola quantità di grafite in fiocco riduce il modulo elastico del 20%. Mentre questo valore nella ghisa grigia perlitica è intorno ai 105-110GPa, per una ghisa vermicolare con questo tipo di grafite a fiocco è minore di 100GPa, per cui una forma siffatta della grafite deve essere evitata. Si ricorda inoltre che il modulo elastico decresce per minori percentuali di perlite e

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aumenta incrementando la nodularità. A differenza poi della ghisa grigia, che non si allunga quando sottoposta a trazione e che quindi mostra una decrescita lineare del modulo elastico, la CGI, così come la sferoidale, ha un range distinto di proporzionalità tra sforzi e deformazioni, per cui mantiene un modulo elastico costante fino a quando raggiunge un limite di sforzo dipendente dalla temperatura; a questo punto il modulo decresce linearmente. La conclusione di ciò si può riassumere dicendo che il modulo elastico, ovvero la rigidezza, di un componente in ghisa vermicolare caricato dinamicamente può essere dal 50 al 75% maggiore di un identico pezzo in ghisa grigia. [9] Resilienza Per quanto riguarda la resistenza all’impatto, tra i 20°C e i -40°C la ghisa vermicolare ottenuta partendo da una ghisa di base del tipo con grafite lamellare assorbe all’impatto con il pendolo di Charpy una energia minore di quella ottenuta con una ghisa di base sferoidale. La ragione sta negli effetti della durezza della matrice e in alcuni oligoelementi contenuti in tracce nella ghisa grigia base. Inoltre, mentre la ghisa sferoidale presenta una grande tenacità con basse percentuali di perlite, la ghisa vermicolare perlitica ha una resistenza all’impatto pari alla prima. Resistenza alla fatica e sensibilità all’intaglio Alcuni getti di ghisa vermicolare sia a matrice ferritica con al massimo un 20% di perlite sia a matrice perlitica con un minimo di 97% di perlite sono stati sottoposti a sforzi assiali alternati: il comportamento in entrambi i casi è risultato simile a quello della ghisa sferoidale e migliore di quello della ghisa grigia. Sebbene la resistenza a fatica della ghisa CGI abbia ricevuto meno attenzione rispetto alle altre ghise, sono stati pubblicati alcuni studi e i risultati sono in accordo. Come le proprietà meccaniche, la resistenza alla fatica è influenzata dalla microstruttura e dagli elementi di lega, perciò i dati della fatica dovrebbero essere sempre presentati con informazioni sulla microstruttura o sulla resistenza a trazione come punto di riferimento I dati sono mostrati mediante il rapporto di durata, pari al limite di fatica di un campione non intagliato diviso per il suo carico di rottura a trazione, e il fattore di riduzione del limite di fatica, detto fattore di concentrazione degli sforzi ed equivalente al rapporto tra il limite di fatica di un campione non intagliato e quello di un campione intagliato. Questi indici permettono il calcolo dei limiti di fatica del materiale direttamente dal carico di rottura. La letteratura riporta che il rapporto di durata della ghisa vermicolare per test di rotazione-flessione varia tra lo 0,44 e lo 0,58, sebbene siano stati ricavati anche valori minori.

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Fig.1.28 - Nel grafico sono riportati i trend per prove a fatica flessionale rotante di due ghise con matrici differenti, intagliate (notched) o meno (un-notched) Le ghise perlitiche tendono al limite inferiore della massima durata e ciò significa che le ghise vermicolari ferritiche trovano una grande applicazione in condizioni dove è necessaria la resistenza alla fatica. Ciononostante, il limite di fatica assoluto della perlitica è circa il 25% più alto di quello della ferritica, come visibile in Fig.1.28. Il limite di fatica delle CGI perlitiche è approssimativamente il doppio di quello delle ghise grigie perlitiche e simile a quello della ghisa sferoidale ferritica. E’ risaputo che la sensibilità all’intaglio delle ghise in generale è una funzione diretta della geometria dell’intaglio stesso. In ogni caso, risulta chiaro dai test effettuati che la CGI ha una sensibilità all’intaglio maggiore rispetto alla ghisa grigia e minore rispetto alla sferoidale. La vermicolare ha valori del fattore di concentrazione degli sforzi pari a 1,72 ÷ 1,8 per un test severo in cui l’intaglio è a V di 45°; se quest’ultimo è invece un foro di diametro 1,2mm praticato nel centro del provino, i valori vanno da 1,36 a 1,58; nel caso intermedio in cui l’intaglio sia un foro con diametro di 0,5mm e profondità dello stesso valore, i fattori sono pari a 1,42 ÷ 1,5. Per confronto, si riportano anche i valori della ghisa grigia, uguali a 1,05 ÷ 1,15, e quelli della sferoidale: 1,5 ÷ 1,85. Il fattore basilare per la sensibilità all’intaglio è quindi la geometria; infatti è stato dimostrato che passando da un raggio d’intaglio di 5mm ad uno superiore ai 10mm, l’effetto d’intaglio è stato eliminato.

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Oltre ai dati forniti dal test convenzionale di fatica flessionale rotante, i progettisti sono anche interessati al comportamento a fatica di provini sollecitati assialmente a tensione e compressione: questo viene studiato mediante

macchine idrauliche uniassiali. I risultati sono rappresentati nel diagramma in Fig.1.29: i limiti di fatica in assenza di sforzi medi possono essere letti direttamente dall’intersezione delle linee del limite di fatica con l’asse verticale, mentre il massimo sforzo ammesso a 107 cicli a qualsiasi sforzo medio è rappresentato dalla distanza tra la bisettrice del primo quadrante e la relativa linea di fatica. Fig.1.29 - Diagramma di Goodman

La performance della CGI perlitica è simile a quella della SGI ferritica. Il comportamento della ghisa vermicolare sottoposta a fatica torsionale è altrettanto simile a quello della ghisa sferoidale e circa il 40% migliore rispetto a quello degli acciai con una resistenza a fatica paragonabile. Il buon rendimento a fatica della CGI scaturisce direttamente dalla morfologia della sua grafite: i bordi arrotondati di queste particelle evitano l’iniziazione della cricca e la arrestano una volta che questa si è formata. La complessa morfologia a corallo e le sue superfici irregolari permettono una buona adesione della grafite, presentando quindi una più tortuosa propagazione della cricca rispetto alla ghisa grigia, caratterizzata invece da una superficie liscia delle sue particelle grafitiche. Queste stesse caratteristiche morfologiche consentono anche alla CGI di avere una superiore resistenza alla fatica termica. [10], [11] Resistenza all’usura L’usura è un complesso fenomeno che comprende molti meccanismi tribologici e non ha procedure per test universalmente accettate né criteri quantitativi per stabilire l’idoneità di un certo materiale. Il comportamento di una lega in questi casi è valutato in relazione alla performance di altri materiali standard, ma i test svolti da varie aziende sono

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differenti per tecnica e condizioni (temperatura, carico applicato, velocità di contatto, lubrificazione, materiali). In generale però si può affermare che una ghisa vermicolare perlitica non legata ha una resistenza all’usura simile a quella di una ghisa grigia legata e superiore a quella di una ghisa grigia perlitica convenzionale. Test pin-on-disk eseguiti da Hrusovsky a 220°C e con un carico di 55kg hanno mostrato che il volume asportato in una ghisa CGI completamente perlitica è pari al 45% in meno del materiale levato ad una ghisa FGI completamente perlitica. Bobylev ed altri hanno studiato la resistenza all’abrasione di una ghisa vermicolare al 60-70% perlitica e di una ghisa grigia al 100% perlitica con appositi test di rotolamento e strisciamento, mostrando una maggiore resistenza della CGI. Si può quindi concludere che, nonostante i risultati riguardo all’usura dipendano dalle tecniche e dalle condizioni dei vari test, la ghisa vermicolare ha una resistenza elevata, senza dimenticare che può essere alligata con P, Cr, Ni, Bi e B per incrementare ulteriormente il suo comportamento all’usura. [6] Capacità di smorzamento I test e le modalità di misurazione di questa proprietà sono vari e differenti ma sono tutti basati sulla capacità del materiale di ridurre l’ampiezza delle vibrazioni, che è quantificata con il fattore di perdita η, con il decremento logaritmico δ o con la capacità di smorzamento ψ, pari a 2δ. Una serie di test sono stati eseguiti al Dipartimento dell’Ingegneria del Veicolo di Stoccolma su 21 differenti tipi di ghisa che rappresentavano le varie combinazioni di tenori di C (3,5 ÷ 3,8%), di contenuti di perlite (70 ÷ 100%) e di differenti range di nodularità della grafite. I vari provini sono stati eccitati con un martello meccanico e le accelerazioni sono state monitorate con un accelerometro; la capacità di smorzamento è stata valutata alla frequenza di risonanza del materiale e calcolata dal decremento logaritmico. Dato che i provini utilizzati, piccole travi di dimensioni 750x25x25mm, hanno sviluppato sette frequenze di risonanza fra 200 e 5000Hz, è stata fatta una media dei valori misurati ad ognuna delle sette frequenze di risonanza ottenendo il grafico di Fig.1.30, nel quale è stato inserito il comportamento di una ghisa grigia convenzionale (GG25) come materiale di riferimento.

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Fig.1.30 – Variazione della capacità di smorzamento del materiale per differenti percentuali di nodularità, di tenori di C e di perlite Le capacità di smorzamento della CGI e pure della SGI sono decisamente inferiori a quella della FGI. Nella ghisa vermicolare questa proprietà è indipendente dal contenuto di C e di perlite, ma varia in relazione al modulo elastico e alla dimensione della grafite: aumentando la grossolanità delle particelle grafitiche, infatti, si può ottenere un aumento della capacità di smorzamento fino al 10%. Questa proprietà è particolarmente studiata nel settore automotive, dove la CGI viene impiegata come materiale dei blocchi motore, e influisce principalmente sulla rumorosità del propulsore, insieme alla rigidità, alla struttura del motore e all’interazione tra la sollecitazione ed i modi di vibrare locali. [6] Conducibilità termica Questa proprietà gioca un ruolo determinante nei componenti strutturali soggetti a stress termici: maggiore è la conducibilità termica, minori sono i gradienti termici attraverso il getto e quindi minori sono pure le sollecitazioni. Il suo valore dipende non tanto dalla matrice metallica quanto dalla quantità e dalla forma della grafite che si separa durante la solidificazione eutettica: sapendo che la conducibilità termica della grafite nelle ghise è da tre a cinque volte maggiore di quelle di ferrite e perlite, è evidente che la quantità e la forma delle particelle grafitiche sono i fattori critici che influenzano questa proprietà. La conducibilità termica della ghisa CGI è molto simile a quella della ghisa grigia e maggiore rispetto alla sferoidale, in quanto la grafite della vermicolare è interconnessa. Con l’intento di quantificare gli effetti del tenore di C, della morfologia della grafite, della composizione della matrice e della temperatura sulla conducibilità,

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l’Istituto Austriaco di Fonderia ha effettuato una serie di test su provini ad Y, come riportato in [6] : i due “rami” avevano forma cilindrica, di diametro 25mm ed erano lunghi 25mm. Ogni campione è stato messo a stretto contatto con due materiali di riferimento dello stesso diametro e la conducibilità è stata valutata attraverso un metodo comparativo mediante termocoppie; l’esperimento si è svolto in un’atmosfera di Ar e in un range di temperature tra i 55 ed i 400°C. I provini sono stati raggruppati in quattro categorie con simili contenuti di C e perlite e i dati, rappresentati in Fig.1.31, mostrano la variazione di conducibilità in funzione della nodularità, dei contenuti di C e perlite e della temperatura. La conducibilità della ghisa grigia convenzionale è riportata in ogni grafico di Fig.1.31 come riferimento. In generale i trend indicano che la conducibilità termica della ghisa vermicolare è circa il 25% minore rispetto a quella della ghisa grigia a temperatura ambiente e il 15 ÷ 20% in meno a 400°C. E’ interessante notare che la presenza di piccole quantità di grafite tipo “flake” in una microstruttura prevalentemente a grafite compatta fa diminuire la conducibilità all’aumentare della temperatura, mentre normalmente la conducibilità termica della CGI cresce gradualmente al crescere della temperatura, con un massimo a circa 200°C.

Fig.1.31 – Risultati dei test effettuati dall’Istituto Austriaco di Fonderia

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Per contenuti di perlite costanti e per simili livelli di nodularità, un incremento dal 3,5 al 3,7% di C fa crescere la conducibilità termica, soprattutto per alti livelli di perlite. In ogni caso il range tipico del C per le ghise industriali è pari al 3,5 ÷ 3,8 %, per cui una variazione della composizione può portare ad un incremento della conducibilità al massimo del 10%. Per tenori di C costanti e per stessi livelli di nodularità , invece, un incremento del contenuto di ferrite determina una diminuzione della conducibilità, soprattutto per bassi livelli di C perché in queste condizioni il contributo della matrice a questa proprietà è maggiore. I dati indicano anche che un aumento della nodularità dal 10 al 30% causa una riduzione del 10% della conducibilità, per cui è più utile ai fini dell’incremento della conducibilità focalizzarsi sulla diminuzione della nodularità. Per quanto riguarda la dilatazione termica della ghisa vermicolare, il suo valore è intermedio tra quello della sferoidale e della grigia. Fluidità Ciò che determina la minore o maggiore fluidità della ghisa è il CE: ghise con questo medesimo valore presentano la stessa fluidità, che si tratti di vermicolari, grigie o sferoidali. Tuttavia per ottenere proprietà elevate su getti di ghisa grigia, occorre operare con cariche metalliche ricche di rottami di acciaio e quindi con tenore di CE basso oppure legare il metallo liquido con percentuali variabili di Cu, Ni, Mo o Cr; questo contribuisce notevolmente a ridurre la fluidità del materiale. Con una ghisa vermicolare ad elevato CE, invece, si ottengono gli stessi (o più alti) valori di resistenza, ma con una fluidità ben maggiore. Resistenza alla corrosione e all’ossidazione A temperatura ambiente la velocità di corrosione della ghisa vermicolare in un ambiente con il 5% di acido solforico è circa la metà di quella della grigia; aumentando la temperatura, la differenza si assottiglia. La matrice perlitica ha una maggiore resistenza alla corrosione rispetto a quella ferritica. Come prevedibile, le reazioni corrosive sono accelerate quando il componente è sottoposto a delle sollecitazioni. La resistenza all’ossidazione è scarsa: il meccanismo di formazione della ruggine coinvolge reazioni chimiche con il biossido di C, l'umidità, l'O dell'aria e l'anidride solforosa ed il processo avviene tanto più rapidamente quanto più la superficie è esposta all'aria e se la superficie è scabra, oppure se il manufatto è sottoposto a sforzo meccanico. Varia è la consistenza con cui si presenta la ruggine: pulverulenta, incoerente e friabile o, se di antica data, compatta. I fenomeni di corrosione che si instaurano sono causa di danni notevoli alle strutture. Il comportamento del Fe è notevolmente diverso da quello di altri

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metalli, quali l'Al, il Ni, il Cr e lo Sn, che si passivano, cioè si ricoprono di uno strato di ossido protettivo. Dato che si formano principalmente ossidi di Fe(III), che a differenza di quelli del Fe(II) si sfaldano e non aderiscono alla superficie, lo strato di ruggine si sgretola scoprendo la parte sottostante composta da Fe(0), che è esposto continuamente al processo fino a quando non è consumato. Nella ghisa oggetto di tesi, l’ossidazione a seguito del contatto con acqua è immediata. Tendenza al risucchio Questo difetto, che avviene durante la solidificazione e la trasformazione eutettica, è molto inferiore a quello della ghisa sferoidale di composizione chimica similare, ma leggermente superiore a quello della ghisa grigia. Ad ogni modo, sistemi di colata e di alimentazione disegnati per la ghisa grigia possono esser impiegati anche per quella vermicolare. Tendenza alla tempra A parità di CE questa tendenza è minore di quella della ghisa sferoidale ma superiore a quello della grigia. Nello stesso tempo, la vermicolare ottenuta con il trattamento al Mg-Ti seguito dalla post-inoculazione, ha una minor tendenza a liberare carburi cementitici sui bordi. Le ragioni di questo, che potrebbe sembrare un controsenso, può attribuirsi all’aumento di Si apportato al metallo liquido dalla lega al Mg e dall’inoculante del post-trattamento. [7] Composizione chimica della lega Se una ghisa liquida di adatta composizione è trattata con Mg, questo dapprima svolge un’azione desolforante, poi inizia ad influenzare la struttura grafitica. Se la quantità di Mg residua tende ad aumentare, incominciano a formarsi delle lamelle di grafite di tipo compatto; se aumenta ancora, appaiono i primi noduli di grafite principalmente sui bordi delle celle eutettiche per poi ottenere una completa sferoidizzazione. Usando solo Mg è molto difficile ottenere la separazione della grafite di tipo vermicolare in quanto il valore di Mg residuo che corrisponde a questo tipo di ghisa è molto ristretto e di difficile controllo, specialmente se non si conoscono l’esatto tenore di S, la temperatura ed il peso del materiale da trattare. Dopo i primi esperimenti con quantità variabili di C, Si, Fe, Mg, Ti e Ce, si iniziarono ad impiegare Fe-Si-Ti-Mg con tracce di Ce in un’unica aggiunta, ottenendo il vantaggio di ridurre l’immissione di Ti a 0,08 ÷ 0,1%. Per poter ulteriormente facilitare la formazione di ghisa vermicolare, si sono sperimentate aggiunte di Ca, con i benefici di aumentare sensibilmente i valori di Mg residuo, di facilitare la formazione stessa partendo da ghise più ricche di S ma mantenendo invariate le percentuali di lega per il trattamento, di ottenere una maggiore resistenza alla trasformazione strutturale e di rendere la lega meno

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reattiva al contatto con il metallo liquido, con conseguente diminuzione di fumi e bagliori. In definitiva, la composizione ottimale per una ghisa vermicolare è la seguente: Tabella 1.1 - Composizione chimica di una ghisa vermicolare

Elemento Percentuale C 3 ÷ 4 Mg 0,015 ÷ 0,04 Ti 0,08 ÷ 0,15 Ce 0,08 ÷ 0,15 Si 2 ÷ 3 Mn 0,2 ÷ 0,7 P ≤ 0,02 S ≤ 0,002 Mo 0,25 ÷ 0,4 Ni 0,5 ÷ 3 Cu 0,4 ÷ 1,9 Impurità ≤ 0,1 Fe resto

Si riporta per confronto la tipica composizione chimica di una ghisa sferoidale non legata: Tabella 1.2 - Composizione chimica di una ghisa sferoidale non legata

Elemento Percentuale C 3,3 ÷ 3,8 Mg 0,04 ÷ 0,08 Si 1,8 ÷ 2,8 Mn ≤ 0,6 P ≤ 0,1 S ≤ 0,03 Cu 0,5 ÷ 1,2 Fe resto

In Tabella 1.3 alla pagina seguente è elencata la composizione chimica della ghisa CGI250 oggetto di tesi.

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Tabella 1.3 - Composizione chimica della ghisa oggetto di studio Elemento Percentuale CE 4,3 ÷ 4,4 C 3,85 ÷ 3,9 Si 2,1 ÷ 2,2 Mn ≤ 0,2 P ≤ 0,05 S ≤ 0,01 Mo ≤ 0,03 Ni ≤ 0,05 Cu ≤ 0,08 Sn ≤ 0,008 Cr ≤ 0,06 Fe resto

Da notare che il Si di base è presente in tenore 1,45 ÷ 1,55 ma al termine della produzione il suo valore aumenta dello 0,65% circa per le aggiunte di sferoidizzante e inoculante. Il Ni e lo Sn sono invece degli elementi inquinanti e la loro percentuale deve essere controllata. Altri elementi che influenzano notevolmente la ghisa sono il Cr, il Cu e l’Al. Il Cr ha un effetto favorevole sulle proprietà meccaniche e sulla struttura della grafite vermicolare: quando presente in quantità fino allo 0,45%, il Cr è distribuito tra le fasi principali del metallo (austenite, ferrite e cementite), facendo decrescere considerabilmente la percentuale di ferrite libera e promuovendo la formazione di una matrice perlitica. La crescita del grado di sferoidizzazione della grafite è connesso al fatto che il Cr dissolto nell’austenite decelera i processi di diffusione del C e ostacola l’auto-diffusione del Fe nell’austenite che circonda la grafite. Questo rallenta la crescita delle inclusioni di grafite nelle direzioni del piano basale con i minimi valori di energia di superficie. Per questa ragione le inclusioni di grafite non hanno ramificazioni e acquisiscono una forma compatta. Il Cr non influisce sostanzialmente sulla dimensione delle particelle grafitiche, sebbene esista una certa tendenza alla formazione di grafite fine e compatta. Si può concludere quindi che un’aggiunta di Cr dello 0,45% può alzare i valori di durezza e resistenza, diminuendo l’allungamento rispetto ad una ghisa non legata. Il Cu promuove la grafitizzazione, aumenta la durezza e la resistenza e influenza la formazione di perlite: con un’aggiunta dello 0,6% circa la matrice diventa completamente perlitica. Le proprietà meccaniche della vermicolare invece diminuiscono anche solo con l’aggiunta dello 0,3% di Al, in particolare per quanto riguarda la durezza, ma

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svolge un’azione stabilizzante sulla formazione della morfologia vermicolare della grafite. Controllo della qualità dei getti La produzione di getti richiede un controllo del tutto simile a quello della ghisa sferoidale: verifica di struttura, durezza, trazione e tempra per avere un’idea delle proprietà e delle caratteristiche. Nel caso di getti di particolare importanza, il controllo può essere più approfondito e soprattutto non distruttivo: si utilizzano allora sistemi di frequenza di risonanza per grandi serie e getti di piccole dimensioni o sistemi di velocità ultrasonica per tutti gli altri casi. Dove poi sono prodotti getti con matrici ferritiche, perlitiche o miste, questi metodi devono essere combinati con una seconda misura sensibile al cambio di matrice come durezza, prove di riflusso di corrente, prove con forze coercitive o magnetiche. Altri controlli applicabili a questi tipi di ghisa per applicazioni idrauliche sono i liquidi penetranti e gli ultrasuoni, che assicurano nei getti l’assenza di porosità e punti critici. Applicazioni La ghisa vermicolare rappresenta un materiale che per la facile colabilità, le buone caratteristiche di resistenza, la conducibilità termica e resistenza agli sbalzi termici, la limitata tendenza al risucchio, i coefficienti di allungamento e di attrito, trova una giusta collocazione tra le più conosciute ghise grigie e sferoidali ed è particolarmente adatta a certe applicazioni specifiche. Getti di corpi di valvole idrauliche sono prodotti con questo materiale perché sono necessarie una resistenza maggiore di quella della ghisa grigia e una colabilità superiore di quella della ghisa sferoidale. Inoltre risulta migliore la resistenza all’usura: un corpo valvola in ghisa vermicolare sottoposto ad una prova di usura ha resistito per 1,5 milioni di cicli a 340 N/mm², confrontato ai 12.000 cicli dello stesso pezzo in ghisa grigia e ai 1,3 milioni di cicli di quella sferoidale. Parecchi vantaggi si sono ottenuti su getti di grande spessore, inclusa la maggiore resistenza rispetto alle ghise grigie ed il minor costo dovuto all’assenza di elementi leganti. Scatole di trasmissione, scatole di cambi, volani ed ingranaggi sono stati prodotti con questo materiale per la miglior resistenza e lavorabilità ottenute. Una tipica applicazione si trova nella produzione dei collettori di scarico: la maggior resistenza ed il conseguente minor peso in virtù del minore spessore fa sì che questo getto risulti molto conveniente in ghisa vermicolare; la conducibilità termica e la lavorabilità sono senza dubbio favorevoli rispetto alla ghisa sferoidale. Inoltre incrementa il flusso di calore nel

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catalizzatore per ottenere un minore light-off time, ovvero una minimizzazione dei tempi di riscaldamento del sistema di scarico. Altri getti prodotti con successo sono tamburi freno pesanti, dischi freno, pezzi di freno e ganasce, lingottiere, la cui durata, grazie alla resistenza agli shock termici, è aumentata fino all’80%. Come un materiale intermedio tra la ghisa grigia e la sferoidale, l’applicazione ovvia della vermicolare è in applicazioni in cui le proprietà meccaniche della ghisa grigia siano insufficienti o dove quelle delle sferoidale siano in eccesso rispetto ai requisiti. Questo tipo di approccio è stato usato nelle prime applicazioni della CGI per i dischi freno dei treni ad alta velocità in cui la ghisa grigia portava a cricche superficiali, mentre l’alto modulo elastico e la bassa conducibilità termica della ghisa SGI determinavano una deformazione del componente. La ghisa vermicolare invece garantiva proprietà intermedie tra la rottura e la distorsione e fu applicata con successo per i dischi freno. Ultimamente la ghisa vermicolare ha avuto un notevole sviluppo nel settore automotive, soprattutto nei motori alimentati a gasolio: i diesel che adottano questo materiale presentano oggi solo una piccola percentuale ma si prevede di arrivare entro il 2012 al 15% per le auto e al 50% per i veicoli industriali. La spinta arriva dalle normative Euro, sempre più restrittive in termini di inquinamento, il cui adeguamento comporta un innalzamento delle pressioni interne di combustione: quando la pressione all’interno del cilindro aumenta, il processo di combustione si fa più pulito, riducendo le emissioni di anidride carbonica, polveri e ossido di N. In tale ottica la ghisa vermicolare appare come l’unico materiale in grado di sopportare pressioni di esercizio superiori ai 200bar, aumentando persino le performance e riducendo i pesi e quindi i consumi. Per di più sono favorevoli le proprietà di fluidità e di conducibilità termica per lo smaltimento del calore generato dal propulsore. I blocchi motore e le teste sono generalmente prodotti con una matrice prevalentemente perlitica per massimizzare la resistenza e la rigidezza, anche se questo complica la successiva lavorazione alle macchine utensili. Dalla metà degli anni ’90 la maggior parte dello sviluppo della ghisa vermicolare è stata focalizzata sulla riduzione di peso: se infatti i blocchi motore fossero prodotti in ghisa grigia, sarebbe necessaria massa aggiuntiva per soddisfare le richieste di affidabilità. In generale, l’adozione della CGI per la produzione di propulsori ha permesso una riduzione di peso di almeno il 10%. Tabella 1.4 – Riduzione di peso dei blocchi motore grazie all’adozione della CGI

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Dal 1997 circa la ricerca su questo materiale si è spostata gradualmente dalla riduzione di massa all’incremento di potenza, parallelamente alla forte spinta delle vendite di autovetture diesel. In questo periodo i motori a gasolio comunemente adottati sulle autovetture operavano con picchi di pressione di 135bar e una potenza specifica di circa 55CV/l. I modelli usciti negli anni successivi hanno visto un incremento di questi valori, fino ad arrivare a pressioni massime superiori ai 200bar con potenze specifiche maggiori di 80CV/l, insieme con un forte aumento delle vendite. I motori così realizzati vengono anche adottati sui veicoli commerciali, nei quali normalmente si raggiungono picchi di pressione di 220bar. La ghisa vermicolare era difficile da produrre su larga scala finché l’azienda

svedese SinterCast non ha sviluppato un processo affidabile in grado di monitorare la formazione delle particelle vermicolari di grafite. Non è soltanto la struttura delle particelle di grafite a determinare le caratteristiche globali del materiale, ma anche la loro quantità all’interno della matrice ferrosa. Fig.1.32 – Blocco cilindri V8 in ghisa vermicolare

La percentuale di Mg introdotta nella ghisa svolge un ruolo fondamentale nel determinare se la conformazione della grafite si presenta a fiocchi, come nella ghisa grigia, o in noduli, da cui si evince la presenza di ghisa nodulare; la CGI è una via di mezzo tra queste due forme. Mentre è importante evitare la formazione di grafite a fiocchi, una certa percentuale di nodularità è accettabile, come verrà spiegato più avanti. La produzione della CGI inizia da una base di Fe specifica per fonderia, sottoposta al trattamento di base. La percentuale iniziale di Mg che rimane al termine del trattamento non deve superare determinati limiti, al fine di non alterare la lavorazione secondaria. Un’accurata analisi del processo di solidificazione del Mg e della base ferrosa trattata con correttivo si effettua mediante test termico. La formazione della struttura caratteristica della grafite nella CGI, infatti, avviene nel corso della lavorazione secondaria, lungo una banda relativamente stretta della curva termica. SinterCast ha sviluppato una siviera per campionatura speciale e un dispositivo di termocoppia che analizza le proprietà di raffreddamento di un campione da 200g.

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La misurazione rapida consente, se necessario, di correggere e modificare il processo di fusione e il sistema di controllo del processo stabilisce le percentuali necessarie di Mg e/o di correttivo e le aggiunge automaticamente al Fe. L’intero processo di misura e correttivo richiede all’incirca tre minuti e si svolge parallelamente alle consuete attività di fonderia, come scorificazione e trasporto delle siviere. Il processo consente di non arrestare la linea di formatura, garantendo la medesima produttività della ghisa grigia. In questo modo è stato possibile da parte dei maggiori costruttori di autovetture adottare la ghisa vermicolare come valido materiale per i propri motori e realizzarne la produzione su larga scala. Il limite dei vari materiali comunemente impiegati per i blocchi motore (leghe di Al, leghe di Mg, composti di ghisa e Al e ghise grigie) è dettato dalla resistenza a fatica, oltre che dalle richieste di affidabilità e di compattezza. A temperature elevate, la resistenza alla fatica della CGI è fino a cinque volte superiore rispetto a quella dell’Al. E’ evidente che la CGI ha rappresentato un passo avanti rispetto a questi materiali tradizionali, cosa che si nota soprattutto nelle architetture a V: in un motore in linea a quattro cilindri, vi sono cinque supporti di banco che sostengono il carico generato dai quattro cilindri, mentre in un V6 ci sono solamente quattro supporti di banco che però devono sopportare la spinta proveniente da ben sei cilindri. Inoltre la configurazione a V è soggetta ad uno schema di carico meccanico molto severo. Queste differenze spiegano perché la prima applicazione della vermicolare sia stata in motori con architettura a V. Un’altro vantaggio di questi motori realizzati in ghisa vermicolare risiede nell’abilità di resistere alla distorsione del diametro (alesaggio) del cilindro: con la presenza contemporanea di elevate temperature e pressioni, il cilindro tende ad espandersi elasticamente lungo il suo diametro, ma la resistenza e la rigidità della ghisa vermicolare, ben superiori a quelle della ghisa grigia o delle leghe di Al, permettono di mantenere invariate le dimensioni e la forma del cilindro anche in condizioni di funzionamento gravose. I dati comparativi tra la CGI e la FGI sulla distorsione dell’alesaggio sono elencati in Tabella 1.5 per varie tipologie di motori. Tabella 1.5 – Miglioramento della distorsione dell’alesaggio

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Questi risultati contribuiscono anche a diminuire le tensioni sulle fasce del pistone riducendo gli attriti e il consumo di olio, quindi concorrendo ad abbattere le emissioni. Da un punto di vista costruttivo è possibile ridurre lo spessore delle pareti e inoltre, dato che la frequenza di vibrazione è proporzionale alla radice quadrata della rigidezza, l’incremento del modulo elastico rispetto ai materiali tradizionali permette alla vermicolare di avere una variazione positiva sulla frequenza di risonanza: questo fatto inasprisce la separazione tra la frequenza di combustione e le frequenze di risonanza del blocco motore, con il risultato che il motore diventa più silenzioso, qualità oggi molto apprezzata dal pubblico. Nella progettazione si tiene conto del fatto che l’aspetto uniforme della grafite è critica per le proprietà meccaniche, per esempio nella ghisa grigia la grafite degenerata e non uniforme può ridurle fino al 25%. Per questo i progettisti potrebbero decidere di utilizzare una ghisa vermicolare a grafite uniforme. Bisogna tener conto del fatto però che in un getto in CGI, mentre strutture a bassa nodularità (0 ÷ 20%) sono richieste in sezioni critiche per ottimizzare colabilità, conducibilità termica e lavorabilità, strutture ad alta nodularità possono essere favorevoli per altre regioni strutturali del getto. La tendenza naturale della ghisa vermicolare a solidificare con un’alta nodularità nelle sezioni che solidificano per prime, determina nelle pareti esterne fini (meno di 5mm) anche valori di nodularità del 50%. In molti casi in cui le sezioni sottili non sono caricate termicamente e non richiedono lavorazioni particolari, la maggiore nodularità incrementa la resistenza, la rigidità e la duttilità del getto. Le specifiche della microstruttura di questo materiale si focalizzano allora sulle sezioni critiche e dove possibile realizzano i benefici dell’accresciuta nodularità nelle pareti sottili. Alcuni progettisti dichiarano che la potenziale riduzione di peso della CGI è piccola in confronto alla FGI, in quanto i componenti prodotti in ghisa grigia sono già prossimi al loro limite di colabilità per quanto riguarda lo spessore delle pareti. Ma la riduzione in peso fornita dalla ghisa vermicolare è ottenuta nel modo migliore riprogettando soprattutto i supporti di banco: in un blocco motore la riduzione delle pareti delle sedi dell’albero da 20 a 15mm, per esempio, fornisce una significativa riduzione di peso senza alterare la capacità di processo della fonderia. Per contro, una riduzione del canale di raffreddamento da 4 a 3,5mm può eccedere la capacità del processo e fornisce solo una piccola riduzione di peso. La maggiore resistenza delle ghise vermicolari permette allora ai progettisti di ridurre la massa, concentrandosi sulle regioni a spessori medio-alte del getto. Dopo più di quindici anni di fonderia intensiva, ricerca e sviluppo, la ghisa vermicolare è entrata nella produzione in serie a grandi volumi. Mentre i materiali tradizionali hanno iniziato a raggiungere limiti di durata in molte applicazioni, la CGI fornisce una nuova opportunità per soddisfare le richieste

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di performance, di compattezza e di emissioni della nuova generazione di motori. [13] La domanda di ghisa vermicolare, comunque, non è limitata all’industria delle automobili e degli automezzi pesanti, ma si estende anche a tutti i settori che di un materiale apprezzano il peso ridotto e la robustezza elevata. General Electric, ad esempio, produce un motore ferroviario ecologico con blocchi cilindro in vermicolare. Tra le altre applicazioni in cui questa ghisa sta acquistando terreno si annoverano le fasce elastiche per le navi e componenti vari per i generatori di potenza. Per il pezzo oggetto di tesi, la Fondershell ha scelto di utilizzare la ghisa vermicolare in quanto le sue proprietà sono superiori rispetto alle classiche ghise: in particolare la colabilità e l’assenza di difetti. Dato che l’anima è molto complessa e con delle forme molto pronunciate la ghisa grigia non riuscirebbe a disporsi perfettamente copiando le forme dello stampo, mentre la ghisa sferoidale tenderebbe a formare micro-risucchi, soprattutto nelle zone con grandi variazioni di spessore, che sono abbondanti nel getto in questione. La ghisa vermicolare è allora la migliore soluzione ed è un ottimo compromesso tra qualità di penetrazione del metallo liquido in tutte le parti del fuso e proprietà meccaniche. Produzione industriale La ghisa vermicolare è ottenuta con un procedimento simile a quello seguito per la produzione della ghisa sferoidale. Il mezzo fusorio può essere il cubilotto o il forno elettrico ad induzione, anche se quest’ultimo è preferibile perché consente di mantenere la temperatura occorrente per il trattamento e di avere un tenore di S molto più contenuto nel bagno di metallo. Quest’ultimo non richiede particolari condizioni di purezza, ma può essere ottenuto da ematiti, rottami e boccami di ghisa e acciaio. I boccami, infatti, possono essere facilmente reimpiegati per la stessa produzione, a differenza di quelle della ghisa sferoidale, nella quale il Ti presente potrebbe agire come veleno nei confronti della separazione grafitica a noduli, e della ghisa grigia, nella quale il Mg residuo potrebbe generare dei punti duri ed il Ti aumentare la grafitizzazione. Ottenere dei getti di ghisa vermicolare esenti da difetti come risucchi, microritiri e porosità è molto più facile, quasi simile alla ghisa grigia ad alta resistenza. Per non correre rischi è comunque auspicabile un aumento della rigidità delle forme entro le quali è colato il metallo liquido trattato e colare ad una temperatura inferiore a 1430°C. Rispetto alla ghisa sferoidale, la formazione di schiuma e di scorie che possono originare difetti ed inclusioni è ridotta in virtù del minore tenore di Mg residuo. E’consigliabile partire da un metallo base con un tenore di CE il più vicino possibile all’eutettico e condizione indispensabile è che il metallo liquido abbia un tenore di S più basso possibile; la quantità di lega

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necessaria per il trattamento è proporzionale alla sua percentuale perché lo S reagisce direttamente con il Ti ed il Mg. [5]

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Capitolo 2 Trattamenti del bagno metallico 2.1 - Desolforazione Con l’impiego di materie prime selezionate per la carica metallica da fondere, esenti da elementi che possano ostacolare la formazione della grafite in forma sferoidale o favorire la formazione di carburi, la correzione analitica della ghisa base interessa principalmente il C ed il Si e la loro riduzione sarà fatta con aggiunte di Fe, mentre se risultano in difetto si dovranno apportare correzioni rispettivamente con operazioni di ricarburazione o con addizione di Fe-Si. In generale però la carica metallica è costituita da ghisa in pani, ritorno di sferoidale, rottami d’acciaio ed eventuali aggiunte di ferroleghe: si deve quindi ridurre la percentuale di S con un processo di desolforazione, limitandone la sua presenza entro un intervallo compatibile con un economico trattamento di sferoidizzazione. Questo trattamento comporta aumenti di costo e perdite di temperatura tra i 30 e i 100°C e per tale ragione si ritiene che la desolforazione, prima del trattamento di sferoidizzazione, è giustificata solo quando lo S nella ghisa base liquida supera lo 0,04%. L’eliminazione dello S è essenziale prima che l’agente sferoidizzante possa andare in soluzione in quantità sufficiente per cambiare la struttura della grafite. Lo S disciolto in un bagno di ghisa si presenta sotto forma di solfuro di Fe e tutta l’operazione di desolforazione consiste nel fare reagire con questo composto (o con un ossido metallico) un metallo che abbia affinità con lo S. Il Mg è un energico desolforante ma costoso, il Mn invece è promotore di carburi. Gli agenti desolforanti più noti sono la soda caustica, il carbonato di Na, la calce viva, il carburo di Ca, la pietra da calce e la calciocianamide. I soliti mezzi impiegati per desolforare il metallo di base per la ghisa sferoidale sono idonei per quella vermicolare, con l’accorgimento di mantenere il metallo liquido dopo desolforazione ad una temperatura prossima ai 1400°C, perché in questa condizione la lega utilizzata per il trattamento presenta la massima reattività. I metodi spaziano dall’aggiunta manuale di desolforante in siviera, all’insufflazione di polvere con una lancia, alla siviera rotante, fino all’introduzione di desolforante con gas inerti da un tappo refrattario poroso sul fondo della siviera. Esistono anche processi di desolforazione continua: aggiungendo continuamente Na carbonato sul canale del cubilotto, agitando meccanicamente l’avancrogiolo del cubilotto oppure agitando mediante gas inerte uscente da un tappo poroso un’unità d’attesa interposta fra canale di colata del cubilotto ed avancrogiolo.

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Infine, sono attuabili anche accorgimenti e sistemi per ottenere in forno una ghisa con basso tenore di S senza desolforazione: si impiega un cubilotto con rivestimento basico, si stende uno strato di carburo di Ca nel letto di coke del cubilotto, si insuffla carburo di Ca in polvere attraverso gli ugelli del cubilotto o si utilizzano forni elettrici ad induzione a bassa frequenza, sistema impiegato più diffusamente. Come per la ghisa sferoidale, dopo il trattamento va eseguita la post-inoculazione per prevenire o ridurre la tendenza alla separazione dei carburi eutettici nei getti di minore spessore e ridurre la tempra angolare. Nella ghisa vermicolare la tendenza alla tempra è ridotta ma ciononostante, per evitare nei getti punti duri che ne pregiudicherebbero la lavorabilità o l’impiegabilità, è doveroso post-inoculare con 0,2 ÷ 0,4% di inoculante al Ba o con 0,5 ÷ 1% di Fe-Si. In relazione alla composizione chimica di base che prevede un CE vicino all’eutettico, al trattamento e alla post-inoculazione, il tenore di Si finale risulta piuttosto elevato per cui la matrice metallica tende a ferritizzare, con conseguente riduzione della durezza Brinell rispetto alla ghisa grigia. 2.2 – Morfologia della grafite L’elenco degli elementi che influenzano la forma della grafite è molto lungo: si sospetta che ogni elemento chimico eserciti qualche influenza, anche se per taluni in maniera tanto debole da non permetterne il rilevamento. L’esperienza consiglia di evitare classificazioni definitive in conseguenza del fatto che lo stesso elemento, dannoso in certe circostanze, può risultare utile in altre. Il caso limite è rappresentato dal Mg che, promotore di forme sferoidali quasi perfette a livelli nella ghisa ritenuti ottimali (0,066% di Mg residuo), fornisce sferoidi meno regolari per tassi più elevati (0,116%), fino a presentare lamelle per tassi dell’ordine di 0,28 ÷ 0,31%. Un tentativo di classificazione degli elementi attivi nei confronti della forma grafitica può comunque avere una sua validità e si indicano pertanto come:

• sferoidizzanti: Mg, Ce, Ca, Li, Na, K, Sr, Ba, Y, Th, La, terre rare; • elementi interferenti: S, O; • elementi interferenti per ghise trattate con solo Mg: Al, Cu, Zn, Sn, Pb,

As, Sb, Bi, Se, Cd, Te; • elementi interferenti indiretti: Ti; • elementi promotori di sferoidi irregolari: Mg, Ce, Ca, Si, Ni, C.

Risulta subito evidente come Mg, Ce e Ca, appartenenti al gruppo degli elementi promotori di sferoidi, siano capaci di degenerarli quando impiegati in quantità o situazioni non opportune. Tra gli elementi interferenti indiretti, il Ti ha un notevole effetto quando altri elementi nocivi sono contemporaneamente presenti: lo stesso fornisce l’esempio

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di elemento interferente con azione indiretta per l’aumento dell’effetto lamellante che provoca combinandosi con As, Sb, Pb e Bi. Il Ce forma composti molto stabili con il Ti: lo 0,01% di Ce aggiunto ad una ghisa contenente lo 0,07% di Ti produce nuovamente grafite sferoidale. Anche l’N forma con il Ti dei nitruri estremamente stabili: l’N stesso è sospettato talvolta come uno degli elementi lamellanti della ghisa sferoidale. Tra gli elementi promotori di sferoidi irregolari, oltre al Mg già considerato come esempio, hanno importanza Ce, Ca, Si, Ni che, in ordine di efficacia decrescente, realizzano la degenerazione di grafite nota come “chunky graphite”, cioè grafite spezzettata. Per evitare questo fenomeno i maggiori benefici sono derivati da aggiunte controllate di Sb che, responsabile di sensibili degenerazioni degli sferoidi quando presente in concentrazioni superiori allo 0,01%, sotto questa soglia sembra impiegabile con successo proprio per la sua capacità di prevenire grafite spezzettata, particolarmente nei forti spessori per alti contenuti di Si. La sua efficacia appare più intensa qualora sia aggiunto con l’inoculante. Questa tecnica di addizione consente aggiunte più consistenti di Sb, senza che intervengano deterioramenti degli sferoidi. Per quanto riguarda il meccanismo di formazione della grafite spezzettata, non si è ancora giunti ad una esatta chiarificazione: si è ipotizzato che uno sferoide si decomponga con la scomparsa del guscio protettivo di austenite e ciò potrebbe essere dovuto all’erosione dovuta ai moti convettivi del liquido. Un’altra ipotesi tiene conto della concentrazione di Ca nelle zone in cui è presente la “chunky graphite”: questo elemento altererebbe l’energia interfacciale della superficie degli sferoidi, variandone il meccanismo di crescita. Tra gli elementi promotori di sferoidi irregolari vanno citati anche Pb e Cu, i quali possono favorire la formazione di grafite lamellare. Risulta evidente che, indipendentemente dal mezzo fusorio impiegato, per la produzione di una ghisa base sferoidale, una cura particolare deve essere riservata alla scelta dei materiali di carica e alla composizione, onde evitare l’introduzione di elementi che possano ostacolare la sferoidizzazione (Pb, Bi, Sb, Al, Ti, Se, Te) o favorire la formazione di carburi (Sn, As, Bi, Cr, Cu) o comunque interferire con l’ottenimento delle caratteristiche richieste. Prima del trattamento di sferoidizzazione si deve controllare sempre la temperatura della ghisa per poter eventualmente correggerla. Si dovrebbe fare in modo di mantenere minore possibile la temperatura della ghisa base, ma sufficiente per ottenere getti completi. Temperature di spillata troppo alte comportano una perdita eccessiva di Mg con conseguente formazione di grafite non sferoidale, mentre temperature troppo basse comportano un aumento del Mg residuo con la conseguenza di avere getti incompleti e scarti a causa di inclusioni di scoria o ritiro. Inoltre, tempi di permanenza in forno eccessivi e temperature troppo alte inibiscono la formazione di grafite sferoidale in forma accettabile. Il valore per il trattamento

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è compreso tra 1450 e 1560°C. Nella pratica industriale la sferoidizzazione è molto sensibile a parecchi parametri, per cui per ogni processo e ogni produzione viene applicato un particolare metodo.

Fig.2.1 – Influenza del Mg residuo sulla morfologia della grafite In principio l’unico elemento sferoidizzante noto era appunto il Mg, ma in seguito vennero introdotte anche nella pratica comune le ormai ben note terre rare. I primi esperimenti prevedevano di aggiungere il Mg sulla superficie liquida del metallo, il quale galleggia su di essa per il minor valore del peso specifico. Per la bassa temperatura di ebollizione, il Mg bruciava rapidamente provocando pericolose fuoriuscite di vapori, problemi di evanescenza e reazioni violente alle alte temperature. Da subito fu chiaro che il Mg puro non poteva essere utilizzato per le pratiche di sferoidizzazione e si iniziò ad addizionare Fe-Si e Fe-Ni, con il Mg in percentuali dal 5 al 15%, in funzione del tenore di S. La sferoidizzazione è un processo che facilmente risente di molte variabili sia metallurgiche che metodologiche: per esempio i materiali refrattari delle siviere di trattamento influiscono sui valori di Mg residuo. In particolare è stato dimostrato nella storia che i refrattari neutri o basici offrono prestazioni migliori in termini di perdite di Mg. Si possono avere anche fenomeni di ossidazione violenta del Mg e la tendenza alla formazione di scoria, che può causare difetti nei getti (silicati di Mg) o incrostamento di siviere o mezzi di colata con ossidi di Mg. E’ noto che, per poter ottenere sferoidizzazioni efficaci, ripetibili e quindi industrializzabili, è necessario scegliere accuratamente la lega sferoidizzante. I più comuni sistemi di sferoidizzazione utilizzati nella comune tecnica di fonderia sono la siviera aperta, il sandwich in siviera aperta e quello in siviera coperta. Nel primo la lega sferoidizzante viene posizionata sul fondo di una

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siviera riscaldata e il liquido viene versato il più velocemente possibile. La ghisa base versata deve avere una temperatura compresa fra 1480 e 1550°C. La resa del Mg con questo metodo è variabile dal 25 al 40%. Il processo è influenzato dalla velocità di riempimento della siviera, che deve essere il più veloce possibile ed è preferibile che la reazione non sia ancora finita quando si è terminato di versare il liquido. Sandwich in siviera aperta: in questo sistema la lega sferoidizzante viene posizionata in un pozzetto ricavato sul fondo della siviera e ricoperta da sfridi di acciaio o Fe-Si. La forma della siviera deve essere relativamente stretta (h>2d) e riempita per circa 2/3 del volume; la profondità del pozzetto influisce sul rendimento della sferoidizzazione, mentre la resa è dipendente principalmente dalla temperatura di spillata. Le leghe utilizzate per questo tipo di processo sono a basso contenuto di Mg; in certi casi possono essere utilizzate anche terre rare grazie alle quali le rese possono essere superiori al 40%. Il sandwich in siviera coperta è una variante rispetto al precedente, ma permette di ottimizzare il processo. La resa della sferoidizzazione aumenta poiché la siviera di trattamento, dopo essere stata riscaldata e riempita sul fondo dalla lega sferoidizzante, viene chiusa da un coperchio su cui è installato un bacino forato. Il liquido per entrare passa attraverso il foro rendendo il sistema isolato dall’O atmosferico. La velocità di riempimento viene controllata mantenendo il livello del bacino ed è di fondamentale importanza mantenere controllato il diametro del foro. La resa e la ripetibilità del processo risultano essere molto buone poiché il coperchio permette di isolare il sistema siviera diminuendo la quantità di O disponibile: la temperatura dell’aria interna alla siviera e la generazione di vapori di Mg non consentono all’O di entrare. Questo processo permette di trattare porzioni anche piccole di metallo (100 ÷ 200kg) e consente una sicurezza maggiore degli operatori. I metodi di sferoidizzazione descritti sono quelli normalmente utilizzati dalle fonderie, anche se ne esistono molti altri, e permettono di soddisfare le esigenze di qualità richieste. In particolare, ogni fonderia sceglie il metodo di sferoidizzazione in funzione del proprio processo fusorio, delle richieste delle linee di colata, dei tempi di ciclo, della dimensione e del tipo di getti di produzione. E’ facile allora trovare delle varianti agli impianti tradizionali, come per esempio le siviere con tappo poroso: è lo stesso metodo visto per la desolforazione e ciò consente di effettuare il trattamento di sferoidizzazione su una ghisa precedentemente desolforata nella stessa siviera. Dato che nella lega è stata ridotta la percentuale di S, è possibile impiegare la minima quantità di Mg: in tal modo si evitano le scorie di MgS che portano a getti difettosi, porosità, carburi ed eccessivi ritiri e si utilizza una quantità di lega sferoidizzante ridotta del 30 ÷ 50% rispetto a quella richiesta dagli altri metodi, mantenendo il valore del Mg residuo nei limiti usuali.

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L’agitazione viene ottenuta tramite gorgogliamento di N, che ha inoltre un effetto depurante, garantendo una buona e costante qualità della ghisa prodotta. Un processo differente prevede invece l’iniezione di Mg puro: vista la sua violenta reazione a contatto con il bagno di ghisa, si è pensato di introdurre questo elemento sotto la superficie del bagno in piccole quantità per unità di tempo e sotto pressione di N. In tal modo la formazione di vapori di Mg è molto limitata, non provoca eccessiva turbolenza e permette una più efficace reazione Mg-ghisa. Il Mg è iniettato sotto forma di filo, polvere o graniglia, tutti materiali di costo relativamente basso. Infine, la sferoidizzazione “in mold”, cioè nella forma, è un processo relativamente nuovo, con la differenza sostanziale che la lega sferoidizzante è introdotta direttamente nelle forme anziché in siviera. Tale metodo deve soddisfare due requisiti fondamentali: la lega deve sciogliersi prontamente ed in modo uniforme durante la colata e si deve evitare che parte della lega sia trascinata indisciolta nel getto. In pratica la lega in forma granulare è introdotta in una vaschetta di soluzione di forma apposita che fa parte del sistema di colata stesso, il quale deve presentare sezioni costanti affinché anche la velocità di colata sia costante. I vantaggi sono economici (minori quantità di lega impiegata, eliminazione delle operazioni di scorificazione e lingottatura, facile automatizzazione della colata), qualitativi (massima efficacia del trattamento, minimizzazione del difetto di galleggiamento della grafite) ed ecologici (eliminazioni di fenomeni pirotecnici e fumi). Per contro il sistema presenta una progettazione più complicata, la tendenza a generare inclusioni (risolvibile con dispositivi di filtraggio e centrifugazione delle scorie) e l’esigenza di leghe selezionate con particolari criteri, ovvero è necessario che composizione e granulometria siano uniformi e costanti nel tempo. Di fondamentale importanza, oltre al tipo di processo utilizzato, è la scelta delle leghe sferoidizzanti. La formazione della grafite è un processo di difficile comprensione e controllo, per cui molteplici variabili influenzano le caratteristiche finali. Si elencano di seguito i principali elementi e materiali sferoidizzanti: MAGNESIO Tra gli agenti sferoidizzanti l’elemento principe è il Mg, che deve avere un tenore compreso tra lo 0,03 e lo 0,05% in linea teorica. In realtà se il contenuto di S nella ghisa base è alto, il valore del Mg deve aumentare. Si riporta la formula empirica (2.1) per il calcolo della quantità di Mg o di lega con Mg da aggiungere per la sferoidizzazione della grafite: (2.1)

Mg% = (contenuto desiderato di Mg%) / (resa prevista o confermata del Mg% * 0,01) + S% di base

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per la determinazione della resa esiste la formula empirica (2.2): (2.2) Bisogna comunque tenere presente che gli effetti del trattamento di sferoidizzazione con Mg decadono e si perdono con il tempo: la perdita dell’effetto sferoidizzante è dovuta alla perdita di Mg per reazione con l’aria, con la scoria e con il rivestimento della siviera, se acido. La velocità con cui avviene la perdita di Mg è bassa ma tende ad aumentare in rapporto diretto con la temperatura della ghisa ed è inversamente proporzionale alla quantità di ghisa. Tra i vantaggi nell’utilizzo di Mg come agente sferoidizzante ci sono: un minor costo rispetto alle leghe con Mg, le quali inoltre comportano l’aggiunta di elementi (Ni, Si, Cu) che possono risultare indesiderabili; combinazione di desolforazione e sferoidizzazione in un solo trattamento; basse aggiunte di materiale freddo al bagno con minime cadute di temperatura e ridotta formazione di scoria. Lo svantaggio principale è rappresentato dalla richiesta di particolari attrezzature costose che impiegano mano d’opera e tempi di trattamento piuttosto lunghi. LEGHE DI MAGNESIO Sono state messe a punto leghe contenenti Mg associato ad altri elementi per attenuare la violenza della reazione, favorire l’introduzione nei bagni di ghisa e per semplificare e rendere più sicuro il trattamento di sferoidizzazione. Le più utilizzate sono le leghe a base Ni, Si o Cu. La lega a base Ni si può ritenere la lega classica ed è un materiale sferoidizzante molto efficace ed energico, che può sopportare molte variabili di processo e può essere usato con vari metodi di sferoidizzazione. Il Ni non solo rappresenta un elemento di lega per il Mg, ma serve anche per favorire la grafitizzazione e stabilizzare la perlite. Nel corso del tempo le leghe a base Ni hanno subìto diverse modifiche, la più diffusa delle quali è la sostituzione di parte del Ni con il Fe: se da un lato questo abbassa la densità della lega, dall’altro ne abbassa anche il punto di fusione, il che significa poter ridurre l’intervallo di temperatura utile per il trattamento. Numerose sono le leghe a base di Si, le quali si differenziano tra loro principalmente per il contenuto di Mg, Ce o terre rare. La migliore resa si ottiene comunque per bassi valori di Mg, intorno al 5%, mentre valori superiori sono limitati a quei casi in cui variabili di processo ne impongono il loro impiego. Il Ce è importante perché, oltre a bilanciare gli elementi attivi, svolge un’azione inoculante e inibisce la formazione di carburi. E’ anche pratica comune, però, impiegare leghe Fe-Si-Mg senza Ce e rafforzarne l’azione con una aggiunta di mischmetall, siliciuri di terre rare o Fe-Si-Ce.

resa Mg% = (Mg% residuo + 0,76 S% iniziale) / (Mg% aggiunto) * 100

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Le leghe di Cu e Mg non sono generalmente impiegate nella produzione della sferoidale e il loro uso rimane comunque limitato alla produzione di ghise sferoidali perlitiche. La scarsa diffusione è causata dal fatto che il Cu, oltre certe percentuali, disturba la formazione degli sferoidi e provoca la cristallizzazione della grafite nelle forme più svariate. Qualunque sia la ghisa da trattare, le leghe a base di Cu-Mg possono essere utilizzate per sferoidizzare a condizione che il Cu finale nella ghisa non superi lo 0,5 ÷ 1%. TERRE RARE Il termine si riferisce a diciassette elementi di cui quindici hanno proprietà corrispondenti collettivamente a quelle del La, mentre Sc ed Y completano il gruppo. Tra questi elementi il più utilizzato è il Ce in quanto ha un effetto sferoidizzante per le ghise ipereutettiche e per le sezioni sottili di ghise ipoeutettiche, mentre per le sezioni pesanti di queste ultime ghise si richiede un contenuto minimo di Mg. Con un Ce residuo dello 0,025 ÷ 0,35% si ha formazione di grafite sferoidale nelle ghise ipereutettiche; dato che il Ce è un forte stabilizzatore di carburi, la ghisa deve avere un C superiore al 3,8%. La sferoidizzazione si può ottenere anche con valori inferiori di Ce se la ghisa è stata desolforata con Mg e se il Mg residuo è dello 0,015 ÷ 0,02%. Da notare che la reazione non è violenta ed è molto più lenta di quella del Mg; inoltre, il Ce ha la capacità di controllare l’effetto deleterio di Ti, Sb, Pb e Sn. In ogni caso i metalli delle terre rare sono impiegati per sostituire parzialmente il Mg, per rafforzarne l’azione o per bilanciare gli effetti di alcuni elementi presenti nella ghisa. I loro principali vantaggi sono: nella sostituzione parziale del Mg, riduzione di fumi, bagliori e violenza nella reazione; gli ossidi e i solfuri formati dalle terre rare limitano il pericolo di decadimento della sferoidizzazione; sostituendo il Mg con il 50% di terre rare si ottengono un contorno dei noduli che può essere irregolare e un più alto valore di S residuo, ma si riduce la formazione degli ossidi, solfuri e silicati di Mg che sono responsabili di scarti per inclusioni; l’azione combinata di Mg e terre rare permette di produrre getti as-cast, con maggior numero di noduli e con minore presenza di carburi. 2.3 - Teorie di inoculazione La pratica dell’inoculazione viene utilizzata per ottenere la maggior temperatura di solidificazione eutettica e per aumentare il numero di siti di nucleazione. E’di fondamentale importanza massimizzare il numero di noduli. Secondo le teorie di formazione della cella grafitica è noto che ogni singolo nodulo è il risultato di un distinto evento di nucleazione, evidente nella struttura centrale di

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ogni sferoide. Lo scopo dell’inoculazione consiste nel promuovere la solidificazione stabile dell’austenite-grafite e sfavorire quella austenite-carburi. Nel corso di varie ricerche è stato dimostrato che l’utilizzo di inoculanti privi di Sr, favorisce la nucleazione. Un elevato numero di celle grafitiche garantisce migliore uniformità nel materiale e quindi è in grado di risolvere problemi da ritiro. Realizzando opportuni processi di inoculazione è possibile migliorare la forma degli sferoidi e aumentare il numero dei noduli stessi. Il controllo della forma della grafite non è realizzato controllando la nucleazione, ma modificando il processo di accrescimento. Durante i primi stadi della solidificazione la grafite è sferoidale e solamente con il procedere della solidificazione, in particolare con precipitazione di austenite, è possibile ottenere grafite di tipo vermicolare. L’inoculazione è un processo che accresce la nucleazione di grafite e di austenite-grafite durante la solidificazione. E’ dimostrato che nelle ghise non è possibile avere nucleazioni omogenee e che la nucleazione per iniziare ha bisogno di un substrato che inneschi la solidificazione. In modo analogo a questo è noto che anche le dendriti austenitiche devono essere nucleate. La domanda frequente è se la grafite è in grado di nucleare l’austenite o viceversa. Si presuppone che vi sia una grande quantità di liquido che contiene un certo numero di particelle inoculanti e che possa essere diviso in un numero finito di piccole porzioni e che alcune di queste siano libere da siti nucleanti. Queste porzioni per solidificare sono state generate con un sottoraffreddamento differente da quelle porzioni di liquido in cui erano presenti siti nucleanti. Alcuni esperimenti eseguiti hanno preso in esame una lega Fe-C-Si ipoeutettica, una eutettica e una ipereutettica. Il liquido è stato riscaldato a una determinata temperatura e mantenuto per rendere la temperatura costante. In seguito il liquido è stato fatto raffreddare lentamente rilevando il calore di solidificazione con l’utilizzo dell’analisi termica (test omogeneo). Gli stessi campioni sono stati riscaldati fino a raggiungere una temperatura intermedia tra la temperatura eutettica e quella di liquidus, causando la parziale fusione (liquido eterogeneo). Il sistema è stato poi raffreddato misurando il calore di trasformazione (test eterogeneo). Una lega con 2,85% di C e 1,91% di Si, mostra sottoraffreddamento di 620°C (test omogeneo); la stessa prova realizzata con sistema eterogeneo mostra un sottoraffreddamento ridotto di 320°C. Questa prova dimostra che l’austenite è nucleante dell’eutettico. Un’altra lega con 3,45% di C e 1,91% di Si mostra nel ciclo omogeneo un sottoraffreddamento di 520°C (test omogeneo) ed il 100% di austenite sovrassatura. Nella prova eterogenea: sottoraffreddamento ridotto di 420° C con formazione di struttura fine di carburi con contenuto di C del 9%.

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Una terza lega con 4,14% di C e 1,82% di Si mostra sottoraffreddamento nella prova eterogenea di 20°C, leggermente meno di quanto registrato per il test omogeneo. Nel ciclo eterogeneo la grafite accresce in modo epitassiale. Gli esperimenti mostrano che l’austenite primaria è un nucleante insufficiente per grafite e carburi, ma che la grafite è un ottimo nucleante per l’austenite. La nucleazione dell’eutettico nelle ghise richiede la presenza di altra grafite o di un importante substrato nucleante. La grafite è un ottimo nucleante per la grafite stessa, ma le aggiunte che possono essere fatte nei normali processi di produzione possono in realtà avere alcuni problemi. Le aggiunte di grafite, se entrano completamente in soluzione al liquido possono indurre una variazione dell’analisi chimica, ma non variare l’effetto di inoculazione. Nel corso del tempo sono stati realizzati molti studi per ricercare quali potessero essere le particelle non metalliche capaci di rappresentare il miglior substrato per la solidificazione: 1. il trattamento al Mg introduce nel liquido una larga gamma di inclusioni, comprendente silicati complessi di Mg e fosterite, i quali non costituiscono siti per la nucleazione di grafite. 2. Le inoculazioni con miscele di Fe-Si contenenti Al e Ca, Ba o Sr alterano la forma di queste inclusioni formando silicati esagonali sulla superficie delle inclusioni. I piani basali dei composti possono diventare siti di nucleazione per la grafite formando interfacce coerenti e semi-coerenti a bassa energia tra la grafite e i nuclei. 3. Lo smorzamento dell’inoculazione, come visto precedentemente, avviene secondo due meccanismi: perdita di Mg dal liquido per effetto di evanescenza e presenza di inclusioni grossolane a causa del tempo di attesa che permette l’agglomerarsi dei composti. Nelle ghise sono stati individuati tre differenti tipi di composto:

• Tipo A: inclusioni contenenti Ca, Mg, Si, S e O come principali costituenti; in certi casi anche La e Ce.

• Tipo B: contenenti Mg e Si come costituenti principali. • Tipo C: inclusioni contenenti principalmente P, Mg e/o Ce.

Le inclusioni di tipo A si ottengono dopo il trattamento di sferoidizzazione e inoculazione. Sono inclusioni con forma sferica e composizione chimica simile a quelle con La e/o Ce. Le inclusioni tipo B contengono ossidi strani, ma La e Ce hanno deboli effetti sulla chimica delle inclusioni. Le inclusioni tipo C contengono tutte P e si formano verso la fine della solidificazione e hanno effetti molto marginali per la nucleazione. Ce e La riducono la nucleazione potenziale delle inclusioni di tipo A, mentre le inclusioni tipo B vengono attivate per elevati valori di sottoraffreddamento.

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E’ stato dimostrato inoltre che uno stato di nucleazione per essere efficace deve avere le strutture cristallografiche simili e le esigenze dell’energia interfacciale devono incontrarsi con il liquido. Il meccanismo con cui l’inoculante entra in soluzione al liquido costituisce un altro importante aspetto dell’inoculazione. Se consideriamo una particella di Fe-Si avvolta dal liquido di ghisa, la dissoluzione di questa genera un profilo di concentrazione attorno alla particella. Se si assume che la velocità di diffusione di C e Si siano uguali, è dimostrato che non vengono prodotte variazioni rilevanti. Come la particella di Fe-Si entra in contatto con il liquido, questo può causare un incremento di temperatura nel liquido intorno dovuto all’effetto esotermico di dissoluzione. Attorno alla particella si otterranno: liquido e carburo di Si; grafite e carburo di Si; liquido e grafite. In letteratura l’utilizzo di carburo di Si come composto inoculante è oggetto di discussione e vi sono pareri discordanti. L’effetto positivo o negativo dipende da come la particella di carburo di Si altera la composizione del liquido circostante. Normalmente è considerato un inoculante poco efficiente, poiché è ritenuto responsabile dell’eliminazione di ossidi complessi in liquido sottoraffreddato. In realtà sono stati condotti numerosi studi che dimostrano che l’utilizzo di carburo di Si può avere effetti benefici per la nucleazione della grafite. Per quanto riguarda l’utilizzo di C come inoculante, gli studi realizzati dimostrano che il prodotto migliore è la grafite. Dall’analisi del processo di dissoluzione della grafite nel liquido non viene però spiegata la ragione per cui dovrebbe avere effetti positivi per lo stato di nucleazione del bagno. Gli studi dimostrano che le condizioni di dissoluzione della grafite non migliorano lo stato di nucleazione, ma sono necessari altri elementi per rendere efficiente il tipo di inoculazione. Utilizzando, per esempio, Fe-Si e grafite si ottengono buoni risultati poiché, dove vi sono siti di nucleazione generati da particelle di Fe-Si, l’effetto della grafite aggiunta serve per amplificare l’effetto di sottoraffreddamento nel liquido intorno alla particella. [4] 2.4 – Inoculazione Per la produzione di getti in ghisa sferoidale, il processo di inoculazione è fondamentale per la distribuzione e la forma della grafite, ma non ha avuto finora molto spazio nella letteratura. Il Mg da solo è un efficace stabilizzatore dei carburi e potrebbe favorire la formazione di ghisa bianca: per questo è necessario inoculare la ghisa con leghe Fe-Si. L’inoculazione controlla il numero di celle eutettiche e le modalità di solidificazione (stabile-metastabile). Gli inoculanti vengono utilizzati in presenza di elevati sottoraffreddamenti tali da provocare la formazione di

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cementite e generano dei composti che servono da nuclei eterogenei per la nucleazione della grafite. Essi vengono versati dentro la forma durante il riempimento o nel bagno liquido, in percentuali dello 0,2 ÷ 0,3%; più si ritarda l’inoculazione prima della colata, maggiore è il loro effetto. Nella ghisa sferoidale, così come in quella lamellare, l’inoculazione efficace si manifesta nella riduzione del sottoraffreddamento e nell’aumento del numero dei nuclei. Ma la ghisa grigia contiene percentuali piuttosto elevate di S e O, mentre la sferoidale è desolforata, deossidata e contiene Mg libero che genera la grafite sferoidale. Questa differenza è evidente nel forte sottoraffreddamento dell’eutettico durante la solidificazione: ciò può generare strutture ledeburitiche o bianche in getti dove sono presenti piccoli spessori nel caso in cui non siano stati eseguiti adeguati trattamenti di inoculazione con Fe-Si.

Fig.2.2 - Esempio di comportamento delle temperature, di ghisa inoculata e non, in funzione del grado di saturazione La ghisa presenta un forte sottoraffreddamento che è scarsamente influenzato dal grado di saturazione. Benché i fenomeni che avvengono durante il trattamento di inoculazione non siano stati chiariti nei dettagli, sembra possibile che le inclusioni non metalliche agiscono come nuclei esogeni per la cristallizzazione della grafite. Il Si presenta un forte effetto inoculante, quindi per la ghisa sferoidale si utilizzerà Fe-Si 75% con poco Ca. Aspetto fondamentale da tenere in considerazione nell’inoculazione è l’evanescenza dell’effetto con il trascorrere del tempo di attesa prima di riempire le forme: è un processo che bisogna quindi valutare in fase di progettazione del processo fusorio. Oltre a questo, interviene anche l’evanescenza del Mg: tra i due trattamenti esistono evidenti interazioni.

Ghisa sferoidale 0,043-0,064 % Mg

1100

1120

1140

1160

1180

1200

1220

1240

1260

0,7 0,8 0,9 1 1,1

temperatura liquido

temperatura equilibriostabile

inoculato

non inoculato

temperatura equilibriometastabile

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0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

0 5 10 15 20 25

TEMPO ATTESA (min)

GR

AF

ITE

SF

ER

OID

ALE

%

Inoculato prima delmantenimento

non inoculato dopomantenimento

Inoculato prima e dopol'attesa

Fig.2.3 – Relazione tra tempo di attesa e percentuale di grafite sferoidale ottenuta per vari trattamenti di inoculazione Nel grafico di Fig.2.3 si nota che la percentuale di sferoidi diminuisce più rapidamente con una inoculazione prima dell’attesa che con una inoculazione dopo l’attesa. L’evanescenza dell’effetto sferoidizzante del Mg è più lenta nel caso della doppia inoculazione (prima e dopo l’attesa) rispetto all’inoculazione semplice (prima o dopo l’attesa). L’efficacia del trattamento sferoidizzante con Mg è in parte ripristinata da una successiva inoculazione con Fe-Si: in particolare la grafite vermicolare è trasformata in sferoidale ben formata. Oltre al momento in cui avviene l’inoculazione è necessario prestare molta attenzione alla granulazione della lega inoculante poiché anche questo parametro ha un’influenza sull’evanescenza. La percentuale degli sferoidi nelle ghise, inoculate con Fe-Si in pezzi, diminuisce molto più lentamente durante l’attesa rispetto alla percentuale degli sferoidi della ghisa inoculata con Fe-Si granulare. L’effetto inoculante del Fe-Si in pezzi è peggiorativo rispetto allo stesso granulare, in termini di percentuale di sferoidi e tendenza alla tempra. Dalla forte influenza della granulazione dell’inoculante, si può concludere che la cinetica della soluzione degli inoculanti ha una considerevole influenza nell’inoculazione. Per le applicazioni pratiche la scelta dell’inoculante deve essere fatta in base al tipo di ghisa e alla considerazione che in ogni caso l’inoculazione deve essere fatta appena prima della colata. Le metodologie utilizzate per il trattamento sono le seguenti:

• aggiunta della dose di inoculante durante il travaso del metallo dalla siviera di trattamento con Mg alla siviera di colata;

• trattamento di 2/3 della ghisa base con Mg e aggiunta della dose inoculante durante la colata del residuo metallo (1/3) sui primi 2/3;

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• aggiunta dell’inoculante in 2 o 3 passi, uno per ogni travaso di metallo; • aggiunta dell’inoculante sulla superficie del bagno agitato; • varie combinazioni tra trattamento di Mg; • inoculazione istantanea sul flusso in ingresso alla forma; • inoculazione “in mold” nel sistema di alimentazione del getto.

Nelle condizioni normali di lavoro, la produzione e il mantenimento della ghisa trattata con Mg avvengono in forni e siviere più o meno coperte in cui la ghisa liquida è esposta all’atmosfera: questo è il motivo dell’evaporazione continua del Mg e della reazione dello stesso con l’aria. La diminuzione del tenore di Mg ha come conseguenza la necessità di effettuare la colata in un tempo relativamente breve per essere sicuri che il Mg residuo sia sufficiente per la sferoidizzazione della grafite e per mantenere la perdita della temperatura del metallo nelle siviere di colata entro limiti accettabili. L’effetto della diminuzione del tenore di Mg presenta come conseguenza anche altri inconvenienti: per esempio, i getti colati in intervalli di tempo di dieci minuti contengono all’inizio una percentuale di Mg più elevata che alla fine. Questi problemi, connessi con la diminuzione del tenore di Mg e con la perdita di temperatura della ghisa, possono essere minimizzati o risolti in vari modi: trattando piccole quantità di ghisa che devono essere colate in tempi brevi; adottando il processo “in mold”; effettuando miscelazioni calcolate di ghise con diversi tenori di Mg e differenti temperature per realizzare un metallo pronto per la colata con caratteristiche costanti; conservando la ghisa trattata in forni con atmosfera riducente. [7]

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Capitolo 3 Solidificazione e grafitizzazione La solidificazione delle ghise avviene con i processi illustrati in Fig.3.1:

Fig.3.1 – Grafico di solidificazione delle ghise Al punto 1 il metallo è in fase liquida, ma con il diminuire della temperatura inizia la solidificazione eutettica (punto 2): si ottiene una matrice composta da fase γ e Fe3C, nel caso della ghisa bianca oppure fase γ e grafite se si tratta di ghisa grigia o sferoidale. Dal punto 3 al punto 4, con la continua diminuzione di temperatura avviene la segregazione della cementite nella ghisa bianca o della grafite nel caso delle ghise grigie e sferoidali. Infine dal punto 4 al 5 ha luogo la trasformazione eutettoidica: si raggiunge così una struttura perlitica nelle ghise bianche e una ferritico-perlitica in quelle grigie e sferoidali. Volendo ora analizzare nel dettaglio il processo della solidificazione, bisogna considerare che nel corso della storia sono state avvalorate molteplici e differenti teorie che in certi casi sono state necessarie per dimostrare la veridicità di quelle più moderne. Nel 1965 S.Banerjee, attraverso una discussione circa la formazione di grafite sferoidale, sembrava indicare come la nucleazione dello sferoide iniziasse nel liquido dopo trattamento con Mg, mentre la crescita per diffusione di C attraverso la sorgente (liquido, austenite, o

Capitolo 3

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decomposizione di cementite). Nel 1970 Sheil sostenne che i noduli di grafite nucleano direttamente nel liquido, verificando la sua ipotesi attraverso alcune prove sperimentali. Nel 1990 Stefanescu, invece, confermava le ipotesi precedenti secondo le quali l’inizio della crescita dell’eutettico iniziava con la nucleazione e la crescita di grafite nel liquido, incapsulata da un guscio di austenite. La crescita dello sferoide avverrebbe per diffusione di C dal liquido attraverso il guscio austenitico. Recentemente è stato osservato come le dendriti austenitiche giochino un ruolo fondamentale per la solidificazione dell’eutettico e come possano crescere, almeno in parte, anche indipendentemente dalla grafite. 3.1 – Teorie di grafitizzazione La morfologia che la grafite assume durante la solidificazione è di importanza basilare per le caratteristiche della ghisa: è sufficiente dare solo uno sguardo all’influenza che questa ha sulle curve sforzi-deformazioni illustrate in Fig.3.2 per rendersene conto.

Fig.3.2 – Influenza della forma della grafite sulla curva sforzi-deformazioni Loper, Heine, Wittmoser, De Sy e Morrogh sostennero che nelle ghise ipoeutettiche la formazione degli sferoidi avvenisse entro un guscio di austenite, per diffusione di C attraverso lo stesso, senza però essere in grado di spiegare come potessero formarsi

sferoidi senza guscio di austenite. Scheil e Schöbel, da determinazioni quantitative delle dimensioni degli sferoidi e degli spessori dei gusci, ipotizzarono che una parte degli sferoidi dovesse aver raggiunto una dimensione misurabile prima di essere sviluppata dal guscio di austenite. Tuttavia, anche una semplice osservazione di sferoidi, spesso a contatto diretto fra loro, indica come impossibile una simile configurazione, qualora fossero circondati da gusci di austenite. La rivalutazione delle vecchi teorie, avvenuta gradualmente in anni recenti, propone la nucleazione degli sferoidi e una relativa crescita nel liquido, con un loro successivo sviluppo da parte del mantello di austenite e il raggiungimento

Solidificazione e grafitizzazione

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delle dimensioni finali per diffusione del C attraverso lo stesso, come illustrato in Fig.3.3.

Fig.3.3 - A sinistra la rappresentazione schematica della solidificazione eutettica delle ghise grigie e a destra quella delle sferoidali Il metodo più immediato per determinare l’entità relativa dei citati stadi di crescita rimane l’interruzione del normale processo mediante tempra rapida a tempi diversi a partire dall’inizio della solidificazione eutettica, esaminando a quale stadio e dimensione degli sferoidi inizi a formarsi il guscio di austenite. Anche se i risultati dei ricercatori sono spesso non confrontabili, inficiati presumibilmente dal diverso effetto temprante, vi sono in tutti le indicazioni per una crescita diretta nel liquido e dalle analisi eseguite si evince che all’innesco della reazione di solidificazione eutettica compaiono piccoli sferoidi di grafite con dendriti di austenite: la maggior parte degli sferoidi sono avvolti dal guscio di austenite, mentre una piccola parte rimane nel liquido residuo senza guscio. Per composizioni ipereutettiche la solidificazione inizia con la precipitazione di sferoidi di grafite prima dell’arresto eutettico. La solidificazione procede, sotto alla temperatura eutettica, con la formazione di austenite intorno ai preesistenti sferoidi e ai nuovi sferoidi, che si formano secondo un modello analogo al precedente. In particolare, il processo di solidificazione segue questo sviluppo:

1. gli sferoidi si formano e crescono a contatto con il liquido; 2. sono solitamente circondati da un guscio di austenite; 3. durante l’intero processo di solidificazione si formano nuovi sferoidi la

cui velocità di crescita dipende dalla diffusione del C nella fase liquida; 4. la crescita dello sferoide, circondato da austenite, è rallentata dalla più

bassa diffusione del C nell’austenite della fase liquida; 5. nonostante tale rallentamento, più di metà del volume dello sferoide

avviene per diffusione del C dall’austenite.

Capitolo 3

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Se si assume quindi che lo sferoide cresca liberamente e direttamente nel liquido, la crescita dello sferoide determina nel metallo circostante un impoverimento in C e conseguentemente un arricchimento in Fe. Questo meccanismo di diffusione dà origine a una zona chiamata alone che, per il suo marcato sottoraffreddamento costituzionale, può solidificare in austenite, rallentando la velocità di crescita dello sferoide. La solidificazione dell’alone dovrebbe aver luogo per ultimo, per il progressivo innalzamento del punto di fusione. Un inizio di solidificazione precoce del guscio di austenite riduce le dimensioni degli sferoidi aumentando il numero di nuclei e questa è la condizione che si verifica dove vi sono spessori molto sottili. Durante il procedere della trasformazione, la solubilità del C nel Fe tende a zero; l’austenite si trasforma in perlite che a sua volta può decomporsi in grafite, depositando C sugli sferoidi, e ferrite. Il risultato di questa sedimentazione è un anello discontinuo prossimo alla periferia dello sferoide di grafite. [7] Van de Velde afferma che rispetto alle teorie formulate esistono ancora alcune differenze rispetto al processo reale circa la crescita dello sferoide, sui ruoli dell’eutettico e dell’austenite primaria, sulla composizione e la funzione dei nuclei e sulla microstruttura dei noduli stessi. Bisogna considerare che le teorie proposte spesso dipendono dalle particolari circostanze che si presentano nel corso delle prove e che alcuni meccanismi restano a noi ancora sconosciuti. E’ da osservare inoltre che, nel tentativo di spiegare la formazione della grafite sferoidale, sono state formulate svariate ipotesi che hanno preso l’avvio da differenti fronti, motivo per il quale le teorie enunciate sono spesso differenti fra loro e in certi casi errate. In particolare, se consideriamo le teorie valide ad oggi, eliminando i punti di discordanza e considerando le congruenze, si verifica che:

• la formazione della grafite determina la solidificazione della ghisa; • la formazione della matrice è di interesse secondario; • la validità del diagramma Fe-C è accettata.

Van de Velde ha quindi provato a formulare una teoria basandosi su questi tre punti posti in antitesi, ovvero: la formazione della grafite è di interesse secondario, la formazione della matrice determina la solidificazione della ghisa, la validità del diagramma Fe-C non è accettata. Il terzo punto, ovvero il diagramma Fe-C, normalmente costituisce la base della metallurgia di una ghisa, ma spesso nelle teorie di solidificazione non gioca ruoli fondamentali. Per tale motivo, quindi, non risulta complicato escluderlo nel cercare di descrivere il fenomeno della solidificazione. La fase grafite, invece, è dominante nel fenomeno e risulta al contrario molto complesso non considerarla fondamentale. La distribuzione e la forma della grafite spesso sono considerate variabili che governano la solidificazione di una ghisa. Nell’ottica di descrivere come si formano le varie forme di grafite è necessario considerare che esistono numerose teorie circa la formazione dei cristalli in aggiunta alle teorie di nucleazione. [8]

Solidificazione e grafitizzazione

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3.1.1 - Teoria della crescita dei cristalli Secondo questa teoria la crescita della particella grafitica, a differenza delle strutture eutettiche monocristalline, avviene come crescita di cristalli in modo radiale rispetto ad un unico punto: la struttura dello sferoide è perciò policristallina, monofasica e altamente simmetrica. Nella solidificazione di un metallo puro, all’interfaccia solido-liquido deve esistere una condizione di sottoraffreddamento rispetto alla temperatura di solidificazione perché sia possibile il procedere dell’interfaccia. Sempre considerando un metallo puro, in condizioni di sottoraffreddamento, l’interfaccia può avanzare e il solido deve assorbire ed eliminare il calore dal liquido e il calore latente di solidificazione. E’ perciò intuibile che la velocità di avanzamento dell’interfaccia è regolata dalla capacità del solido di trasferire calore. Se una protuberanza di solido si prolungasse nel liquido sarebbe fermata dal liquido più caldo che incontrerebbe. Quando il gradiente di temperatura nel liquido è negativo, si genera una situazione di sottoraffreddamento davanti all’interfaccia. Avanzando la cristallizzazione, se si forma una sporgenza, questa è protetta con la punta in una regione di maggior sottoraffreddamento ed è perciò portata a crescere di più. Il calore latente di fusione tende a fare diminuire il sottoraffreddamento all’interfaccia principale vicino alla protuberanza; questo fenomeno concorre alla formazione delle dendriti. In condizioni di non equilibrio con metalli non puri, si generano davanti all’interfaccia gradienti di concentrazione, poiché la composizione del solido è differente da quella del liquido. La situazione in cui il procedere dell’interfaccia aumenta la concentrazione di soluto nel liquido e non vi è sufficiente tempo perché si ridistribuisca, genera un gradiente di concentrazione presso l’interfaccia, chiamato da Rutter e Chalmers “sottoraffreddamento costituzionale”. Sovrapponendo la curva di raffreddamento con quella della temperatura reale come in Fig.3.4, si nota che esiste una porzione di liquido dietro all’interfaccia, che è sottoraffreddata e che è instabile poiché il gradiente di temperatura è positivo ed eventuali sporgenze sono favorite nella crescita nel liquido: in questo caso la crescita che si genera è di tipo cellulare. Ogni cella che comincia a solidificare rigetta soluto lateralmente aumentando la concentrazione nel liquido circostante e abbassando, per conseguenza, il punto di solidificazione. In queste zone si formano convessità, in quanto il liquido non solidifica, e la profondità di esse è determinata dall’entità del sottoraffreddamento. Al sottoraffreddamento costituzionale talvolta è attribuita la formazione di sferoidi e i liquidi che generano strutture sferoidali presentano caratteristiche particolari. La legge di crescita degli sferoidi è lineare, la velocità di crescita è regolata non da processi di diffusione ma dalla velocità di nucleazione dei fronti di crescita.

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SOTTORAFFREDDAMENTO COSTITUZIONALE

Distanza dall'interfaccia liquido/solido

Tem

pera

tura

TEMPERATURA REALE TEMPERATURA DI SOLIDIFICAZIONE DI EQUILIBRIO

Fig.3.4 – Sottoraffreddamento costituzionale Le impurezze, in percentuali apprezzabili, sono da considerarsi importanti per la formazione di strutture sferoidali in quanto tendono ad aumentare la viscosità del liquido in modo tale che per ogni data temperatura la velocità di crescita radiale dello sferoide diminuisce all’aumentare del tenore di impurezza. Anche in questo caso si genera all’interfaccia uno strato ricco di impurezze, che probabilmente gioca un ruolo fondamentale nel provocare una crescita di tipo sferoidale. Uno sviluppo lineare e un sottoraffreddamento sensibile indicano una crescita talmente lenta da non richiedere elevati gradienti di temperatura tra lo sferoide e il liquido circostante. La crescita laterale delle celle, e cioè la ramificazione, è molto lenta ed è accompagnata dallo sviluppo di lunghe proiezioni fibrose. Le ramificazioni laterali sono probabilmente enucleate da piccole zone lungo la fibra in cui si generano concentrazioni di impurezze. Il fattore più significativo in questo fenomeno sembra essere la percentuale di impurezza che, quando è abbastanza piccolo da essere dello stesso ordine di grandezza delle regioni disordinate, genera la crescita laterale. Le ramificazioni si distinguono dalle normali poiché formano rispetto alle fibre un angolo molto piccolo; da ciò vengono chiamate ramificazioni a basso angolo. Johnson e Smartth affermarono che nel caso specifico dello sferoide di grafite il comportamento è molto simile: lo sferoide nel liquido rimane termicamente isolato, non avendo una via preferenziale di smaltimento di calore, e a causa della sua forma non presenta al suo interno un gradiente di temperatura. L’unico gradiente necessario per l’allontanamento del calore di solidificazione sta nel metallo fuso circostante. In tali condizioni sono favorite crescite di proiezioni

Solidificazione e grafitizzazione

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all’interfaccia instabile e il liquido ricco in Fe solidifica lentamente fra le proiezioni. Le inclusioni non metalliche vengono intrappolate dalle ramificazioni e rimangono perciò nello sferoide, il quale si forma per crescita di policristalli. Per questo fenomeno sono necessarie due condizioni: aumento del sottoraffreddamento richiesto per la crescita della grafite ad un valore tale da avere crescita degenerata sferoidale e impedimento del contatto tra grafite e metallo. Queste due condizioni dovrebbero essere generate dall’assorbimento degli elementi sferoidizzanti e dello S all’interfaccia. E’ già stato dimostrato che questi elementi agiscono aumentando l’energia interfacciale causando la crescita degenerata della grafite. Il meccanismo di crescita dello sferoide proposto da questi ricercatori ipotizza che la prima grafite a formarsi sia di tipo lamellare e che si possa ancora osservare al centro degli sferoidi. Al crescere del sottoraffreddamento viene promossa la crescita lungo le facce della lamella piuttosto che alle estremità, così che il liquido vicino alle zone centrali della lamella si trova ad essere più ricco in C rispetto a quello in prossimità delle estremità. Questa situazione provoca una aumento di velocità di crescita in direzione normale alla lamella rispetto alla direzione della lamella. Anche questa teoria nel corso degli anni è stata lungamente criticata da altri studi eseguiti sulla crescita sferoidale. Molti ricercatori arrivarono alla conferma che il tipo di crescita della grafite per ramificazione è soprattutto legata alla presenza di difetti come dislocazioni a vite, giunti di flessione, di torsione e bordi di germinato. Secondo la teoria dei cristalli, le facce a bassa energia che hanno quindi la tendenza a crescere, producono nel loro processo molti difetti che permettono la crescita ortogonale al piano. La velocità di accrescimento in una direzione aumenta con il grado di impacchettamento del piano che ha quella direzione: il Mg aumenta il grado di impacchettamento dei piani basali favorendo un accrescimento sferoidale.

Fig.3.5 – Accrescimento del grano per la ghisa lamellare e per quella sferoidale L’impurezza interagisce con il piano sistemandosi nel gradino e ostacolando la crescita. Nel caso la concentrazione delle impurezze fosse bassa, solamente alcuni gradini sarebbero bloccati, motivo per cui si può avere la crescita di

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grafite compatta. Una concentrazione eccessiva di impurezze abbasserebbe la temperatura di crescita. Questo fenomeno può variare la velocità di crescita dei carburi fino a superare quella della grafite. Il sottoraffreddamento legato alla presenza della grafite sferoidale è dell’ordine dei 30°C. Sottoraffreddamento costituzionale si può avere in presenza di Si e B che si concentrano allo strato limite della grafite e generano la crescita instabile del cristallo. Si possono generare forme di grafite compatta e sferoidale con un processo evidentemente differente da quello dato dal Mg. Un altro meccanismo proposto per la crescita si basa sulla flessione della lamella che, quando è molto sottile e le condizioni sono tali da avere un’alta energia libera all’interfaccia solido-liquido, si ripiega in una sfera riducendo in questo modo il rapporto superficie/volume. Questa teoria spiegherebbe la forma a spina di pesce caratteristica della sezione dello sferoide. [7] 3.1.2 - Teoria sulla formazione di grafite sferoidale influenzata dalla matrice In accordo con Morrogh, la grafite non si forma nel liquido, ma per decomposizione di fase solida, in particolare nelle vicinanze di dendriti esistenti, immediatamente dopo la partenza della solidificazione eutettica.

Fig.3.6 - Formazione di grafite al bordo dendrite Molte pubblicazioni realizzate nel corso degli anni permisero di affacciarsi allo studio della grafite di tipo sferoidale a partire dall’ipotesi della presenza di inclusioni non grafitiche in grado di variarne la forma. Infatti, uno di questi lavori mostrava come l’addizione nel liquido di alcuni elementi fosse in grado di modificare la forma dei solfuri di Ni. Si è pertanto giunti all’evidenza che aggiunte di Mn modificano la forma della grafite in lamellare, mentre aggiunte di Mg modificano la grafite in sferoidale. Si possono elencare molte condizioni osservate, ritenute necessarie per ottenere grafite sferoidale: tensione superficiale, energia interfacciale, difetti nella crescita cristallina e forma di piccole bolle di gas.

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Dall’osservazione delle strutture finali delle ghise sferoidali al microscopio, dopo opportuni attacchi acidi, è possibile vedere come la struttura giochi un ruolo importante per la formazione della grafite. Le inclusioni di grafite sono considerate come fondamentali per la forma finale della grafite e determinano il meccanismo di crescita della stessa. Il fatto che la grafite delle ghise non sia un cristallo ma che sia policristallina è un informazione che spesso viene ignorata per spiegare i meccanismi di crescita. I recenti studi mostrano che tutte le inclusioni di grafite nelle ghise sono composte da lamelle sottili. Seguendo le idee tradizionali, si suppone che queste inclusioni lamellari siano prodotte dalla stessa crescita della grafite. Hardly accennava al fatto che la fase metallica fosse policristallina e, in analogia a questa osservazione, si chiedeva perché ogni singolo cristallo metallico non producesse una sua equivalente particella grafitica. Mentre i cristalli austenitici continuano la loro crescita, le particelle di grafite che si formano nelle immediate vicinanze sono rimpiazzate per effetto della pressione esercitata su di esse. Alla fine della solidificazione, le particelle di grafite si trovano ad essere agglomerate e compattate dai cristalli austenitici così da formare inclusioni policristalline grafitiche. L’azione di ramificazione è supportata dal fatto che la parte interna del nodulo è meno densa dell’esterna. La forma finale dell’inclusione, secondo questa teoria, dipende dalla crescita dell’austenite e inoltre la formazione della grafite compatta potrebbe avere luogo all’atto della solidificazione, influenzata dalle condizioni di pressione e temperatura. E’ stata invece formulata una nuova teoria circa la formazione di grafite nelle ghise, che per la prima volta supera i vari meccanismi di formazione di grafite. La separazione di grafite avviene secondo una reazione catalitica su un substrato adatto austenitico. Recenti studi mostrano come aggiunte di Mg, normalmente usato nei processi produttivi di ghisa sferoidale, possano variare completamente le strutture primarie da dendritiche a globulari. La struttura primaria secondo Wentrup e Schrader, è influenzata se durante la cristallizzazione austenitica avviene separazione di impurità, quali ossidi e solfuri. Queste impurezze sono considerati i nuclei per la formazione di grafite. Variando la crescita dendritica possono formarsi nelle ghise sferoidali forme grafitiche degeneri. [8], [12] 3.1.3 - Comparazione tra teorie esistenti e crescita dendritica La teoria di crescita delle dendriti è messa a confronto con le due differenti teorie del liquido. Sequenza di formazione:

1. formazione dei rami dendritici principali e secondari (ugualmente alle teorie precedenti);

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2. ulteriore crescita di rami secondari (ugualmente alle teorie precedenti); 3. liquido ricco in composizione eutettica racchiuso; formazione di grafite:

• crescita continua di austenite primaria: piccole lamelle di grafite si formano all’interfaccia con il fronte di crescita di austenite;

• crescita di dendriti primarie bloccata: un nucleo di composizione specifica è disponibile al posto esatto per permettere la cristallizzazione della grafite e viene composta la quantità equivalente di austenite eutettica sul principale ramo dendritico;

• la crescita del ramo dendritico principale è bloccata: un nucleo di composizione specifica è pronto per una nuova grafitizzazione; una quantità di austenite eutettica equivalente si assesta attorno al piccolo nodulo formato;

4. crescita eutettica: • crescita continua di austenite eutettica: si formano molte lamelle

grafitiche lungo il fronte di crescita austenitico; il liquido viene isolato e la composizione chimica non potrà essere modificata;

• la crescita dei noduli continua con meccanismo di crescita dei cristalli e l’austenite primaria in questo modo ingloba i noduli precedenti;

• i noduli di grafite isolati nel liquido crescono per diffusione di C dal liquido attraverso il guscio austenitico mentre il guscio aumenta il proprio diametro;

5. proseguimento iterativo del processo; 6. solidificazione completa:

• i noduli si formano per compressione della lamella primitiva granitica; il diametro del nodulo è determinato dai rami dendritici che racchiudono la grafite e ne contengono l’espansione;

• la fase metallica rimanente è stabile sull’austenite primaria e la crescita dei noduli avviene per diffusione dal liquido attraverso l’austenite;

• la crescita dei noduli e del guscio austenitico continua fino a che esiste liquido; l’austenite primaria e il guscio eutettico si fondono insieme in modo da non poterli più distinguere. [8]

3.2 - Formazione di ferrite e perlite La ferrite nasce nucleando sulla grafite in un primo stadio in cui si ha la diffusione del C verso la grafite; il 10% della ferrite si forma in questo modo. Successivamente la ferrite si accresce in un secondo stadio grazie alla diffusione del C attraverso la ferrite stessa; la velocità di accrescimento è controllata dalla

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velocità con cui il C viene incorporato dalla grafite. Questo meccanismo controlla la crescita della struttura ferritica fino alla formazione del 60% della ferrite totale. Promotori di ferrite sono l’Al e il Si. La perlite, invece, nuclea interrompendo la crescita della ferrite per diffusione del C e ripartendo gli elementi in lega tra le lamelle di cementite e di ferrite. La velocità di crescita della perlite è di gran lunga maggiore rispetto a quella della ferrite, ma la diffusione di C e di Si avviene su distanze brevi. La struttura perlitica è promossa da Cu, Sn, Mn, Cr, Ni e Sb, con effetti sinergici tra i vari elementi, mentre suoi affinatori sono Cu, Ni, Mo e V.

Fig.3.7, 3.8 – Sopra sinistra è illustrato il primo stadio della enucleazione della ferrite, a destra il secondo stadio. Più a destra micrografia a 1000x di una ghisa vermicolare: si notano la struttura perlitica a lamelle e gli elementi grafitici in una matrice ferritica 3.3 - Formazione di carburi Nel corso del tempo si è osservato che il C nelle ghise poteva presentarsi in differenti forme: grafite o C combinato (carburi). Karsten, metallurgista tedesco, determinò la composizione chimica dei carburi Fe3C, e in particolare osservò che contengono il 6,7% di C. Le analisi realizzate sugli acciai ad alto tenore di C mostrano carburi uguali a quelli nelle ghise bianche e probabilmente il meccanismo di formazione è il medesimo. Nel tempo è stato assunto per vero che le leghe Fe-C solidificano omogeneamente e che la separazione dei composti come i carburi inizia dopo il processo di solidificazione, allo stato solido, a 600 ÷ 700°C. Nel 1885, Osmond e Werth pubblicarono la loro teoria della cella secondo la quale non esistevano solo le forme allotropiche del Fe presenti (austenite e ferrite), ma anche i carburi erano considerati differentemente e pertanto fu generata una teoria per la loro formazione. I loro studi sugli acciai ad alto tenore di C mostrarono che la matrice è formata da grani o celle di Fe, strutture

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incapsulate da piccoli carburi. Durante la solidificazione i globuli di Fe si formano e continuano a crescere, mentre i carburi connettono e legano le celle alle altre. Dalle analisi effettuate al microscopio SEM non sono stati rilevati carburi all’interno della matrice della ghisa in esame.

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Capitolo 4 Fonderia La fonderia viene definita come l’ottenimento di un componente nella sua forma finale, a meno di trattamenti termici e lavorazioni di finitura, attraverso la colata di metallo liquido in una forma, cioè una cavità che è il negativo del pezzo. I metalli maggiormente utilizzati sono le ghise, gli acciai e le leghe di Al, Mg, Zn, Ti, Cu e Ni. I vantaggi di questo tipo di produzione sono principalmente la possibilità di ottenere pezzi anche molto complessi e con cavità interne, la rapidità di esecuzione e la convenienza economica, soprattutto quando il pezzo ha una forma complicata, il lotto di produzione è medio-grande e il materiale utilizzato ha una bassa lavorabilità. Al materiale impiegato sono richieste le proprietà tecnologiche di buona fusibilità, buona colabilità per riempire completamente la forma, assenza di segregazione: deve mantenere l’omogeneità strutturale durante la solidificazione e deve fornire getti sani. La progettazione deve tenere conto dei seguenti fattori fondamentali:

• ritiro lineare, ovvero la variazione di volume in funzione della temperatura: basilari in questo caso sono le materozze che, fornendo metallo liquido al pezzo, spostano il baricentro termico ed evitano la formazione del cono di ritiro all’interno del getto. Le materozze inoltre compensano la contrazione di volume nel raffreddamento in fase liquida e nel passaggio liquido-solido e concentrano impurità bassofondenti all’esterno del getto. Contro il ritiro si aumentano anche le dimensioni del modello in fase solida, come indicato nella Tabella 4.1:

Tabella 4.1 – Ritiri lineari per getti colati in sabbia

In realtà esistono tre tipi di ritiri: uno liquido che non è critico, uno di solidificazione e uno solido. I primi due sono calcolati come contrazione

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volumetrica e sono controllati attraverso il sistema di alimentazione, in particolare grazie alle materozze che forniscono il liquido per compensare la mancanza di metallo nel getto. Il ritiro solido, invece, è la contrazione termica, che dipende dalle proprietà del materiale ed è calcolata come una contrazione lineare. Se non controllata, questa porta a tensioni di ritiro che si creano per le differenti velocità di raffreddamento in punti diversi del getto. Quanto maggiori sono le differenze di raffreddamento fra le varie sezioni di un getto, tanto più forti saranno le tensioni interne; quanto più elevato il ritiro, tanto più facile è la formazione di queste, le quali possono dar luogo a movimenti e deformazioni anche dopo parecchi giorni o mesi e possono causare rotture improvvise. Nell’esempio riportato in Fig.4.1 sono mostrate le curve di raffreddamento di due sezioni differenti appartenenti allo stesso getto: la sezione a è fine, mentre la b più spessa; all’inizio la parte a si raffredda

più velocemente della b e dopo il tempo t* (tempo critico) a è già fredda mentre b si sta ancora raffreddando.

Fig.4.1 – Curve di raffreddamento di sezioni differenti nello stesso getto

Ciò comporterà inevitabilmente tensioni nel materiale e possibili cricche a caldo. Il ritiro varia in funzione del tenore di C e di quello del Mn; tuttavia, poiché per ogni tipo di ghisa e per ogni temperatura il ritiro varia notevolmente, è consigliabile la sua misura diretta tenendo presente che con la diminuzione della velocità di raffreddamento o l’aumento delle sezioni del getto il ritiro diminuisce.

• Cricche a freddo: gli spigoli vivi sono punti in cui si concentrano gli sforzi sia durante la solidificazione, sia durante l’uso. Ciò è evitato utilizzando ampi raggi di raccordo: per gli angoli il raggio è funzione dello spessore, per gli spigoli si fa riferimento al sovrametallo; i raggi di raccordo servono anche per ridurre l’erosione della forma durante la colata.

• Sovrametallo: metallo aggiuntivo lasciato sul getto per compensare le inaccuratezze dimensionali e per le successive lavorazioni alle macchine utensili; per il suo esatto valore si fa riferimento a delle tabelle standard.

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• Fori e cavità interne: quando il diametro del foro è maggiore dello spessore e la lunghezza del foro è minore del diametro, è possibile usare delle anime che consistono nella realizzazione di fori ciechi o passanti per mezzo di occupazione di una parte del getto con materiale di formatura. I requisiti delle anime sono alta refrattarietà, elevata resistenza meccanica fino al termine della solidificazione e friabilità. E’ probabile che le anime in sabbia o terra siano causa di tensioni interne perché troppo compatte o perché contengono armature che ne aumentano la rigidità. La contrazione del getto è contrastata ancor più dal fatto che l’anima sotto l’azione del calore tende a dilatarsi: in tal caso il fonditore deve realizzarla con un materiale che possa contrarsi oppure deve vuotare l’anima appena il getto è solidificato.

• Sottosquadro: quando la separazione delle staffe per estrarre il modello obbliga la rottura della sabbia; la soluzione è l’utilizzo di un’anima, un tassello o una staffa intermedia.

• Angoli di sformo: sono degli angoli da adottare sulle superfici del getto perpendicolari al piano di separazione delle staffe per permettere l’estrazione del modello senza distruggere la forma. Il valore dell’angolo dipende dal materiale del modello e dalla profondità dell’impronta e vi sono apposite tabelle per una sua scelta adeguata.

• Spessore minimo: per le leghe di Al è di 4mm, per gli acciai 6mm e per le ghise 8mm.

• Spinte metallostatiche: il metallo liquido esercita una spinta sulla staffa superiore per la differenza di densità tra la sabbia e quella del metallo stesso; questa pressione può essere contrastata con del peso posto sulla staffa superiore.

• Forma: può essere transitoria, cioè a perdere, o permanente; in quest’ultimo caso la forma è in metallo e quindi i materiali colabili sono solo leghe bassofondenti, ma permette una maggiore complessità delle forme, grande precisione dimensionale, cadenza di produzione elevata, alta riproducibilità e automatizzazione.

• Variazioni di spessore: devono essere il più regolari possibile per evitare tensioni durante il ritiro; per la valutazione di una variazione in spessore si utilizzano i cerchi di Heuvers, con la seguente semplice regola:

Fig.4.2 - Cerchi di Heuvers ed esempio di applicazione

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• Solubilità dei gas: alcuni gas sono molto meno solubili in fase solida che

in quella liquida e ciò causa porosità nel materiale perché l’eccesso di gas viene rilasciato e questo forma delle bolle: è il caso dell’H che proviene dall’umidità presente nell’atmosfera e che crea porosità. Il fenomeno può essere controllato mediante l’aggiunta di elementi nel metallo liquido che si legano con il gas formando dei composti insolubili che sono poi rimossi con le scorie, spesso grazie anche ad un flusso di Ar. E’ possibile anche fondere in un ambiente a bassa pressione per prevenire la contaminazione dall’aria e per rimuovere i gas dal metallo liquido. Un’alternativa è la fusione in pressione che consiste nell’esercitare una pressione sul metallo liquido durante il riempimento della forma per diminuire le porosità.

• Tempo di solidificazione: questo parametro è molto importante perché a seconda della composizione della lega e della velocità di raffreddamento, possono generarsi strutture dendritiche che possono dare origine a piccole cavità di ritiro negli spazi interdendritici.

• Sistema di alimentazione: è costituito da un bacino di colata per versare il metallo liquido e può contenere filtri o schiumatoi, un canale verticale di colata, un canale orizzontale distributore ed uno o più attacchi di colata attraversi i quali il liquido entra nel getto. Il sistema può essere completato da altri filtri, pozzetti, sfiati e trappole.

Fig.4.3 – Sistema di alimentazione

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• Fluidità e colabilità: importante parametro da tenere in considerazione nella fusione della ghisa è la sua fluidità che permette l’ottenimento di getti complicati e sezioni sottili. In tutte le leghe la fluidità è tanto maggiore quanto minore è l’intervallo si solidificazione ed è massima in corrispondenza di un eutettico (solidificazione improvvisa del materiale ad una temperatura fissa). Nelle ghise si riscontra infatti un massimo di fluidità con circa il 4% di C e tale proprietà diminuisce per tenori minori di C. La colabilità è direttamente proporzionale alla fluidità o scorrevolezza della ghisa e oltre al C anche il Si può influenzare tale caratteristica. L’effetto del P consiste esclusivamente nell’abbassare la temperatura finale di solidificazione e questo fa sì che la grafite indisciolta nel metallo fuso così come i gas abbiano tutto il tempo di agire come germi di cristallizzazione dando luogo a grafite eutettica grossolana e quindi a basse proprietà meccaniche. Quindi per ottenere getti di qualità, la necessaria scorrevolezza del metallo deve essere assicurata mediante temperature maggiori o con l’uso di siliciuro di Ca. Lo S è poi il peggior veleno per la fluidità della ghisa: già con lo 0,08 ÷ 0,1% sono sensibili gli effetti deleteri di tale impurezza.

La produzione fusoria ha inevitabilmente degli svantaggi, che risiedono principalmente nei difetti che possono nascere nel getto. Ci si può quindi trovare di fronte a deformazioni dell’asse principale di un getto o addirittura criccature, causate da eterogeneità di spessori; riduzioni di spessore dovute al cedimento della mezza staffa superiore troppo caricata oppure ad un sollevamento di questa per mancanza di carico; disallineamenti della staffa causati da un eccessivo gioco tra perni di riferimento e fori della staffa o disallineamenti dell’anima per la spinta metallostatica; rotture della forma per erosione o irradiazione oppure deformazioni della stessa dovuta ad un compattamento non omogeneo; vuoti nel getto per un’alimentazione incorretta; porosità dovute a gas; strappi e cricche durante il ritiro solido, principalmente nei pressi di variazioni di sezione; riempimenti incompleti della forma dovuti ad una bassa temperatura di versamento del liquido, ad un’inadeguata ventilazione o ad un incorretto dimensionamento dell’attacco di colata. Dannosi difetti sono le inclusioni non metalliche, costituite da fasi non metalliche o composti intermetallici, specialmente nelle leghe non ferrose, o ossidi, solfuri e nitruri in quelle ferrose; queste inclusioni portano ad una diminuzione della resistenza a trazione e della duttilità. Nei getti o nei pani di ghisa si hanno spesso segregazioni o liquidazioni: gli elementi che causano questo grave fenomeno sono il P e lo S, oltre al C in lieve misura. Si possono avere la segregazione di solfuri difficilmente fusibili (come il solfuro di Mn) dal bagno metallico o l’arricchimento in impurezze nelle parti interne dei getti ultime a solidificare, con formazione di strutture dendritiche

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ricche di P e S, nonché eutettici Fe-P-C e Fe-FeS che danno luogo a porosità e difetti vari. Le liquazioni di S aumentano col tenore di Mn e diminuiscono con l’innalzarsi della temperatura di fusione; la colata dall’alto fa aumentare fortemente le liquazioni fra parte bassa ed alta di uno stesso getto. Le liquazioni del P sono ancora più notevoli per la facile formazione della steadite: esse si trovano sempre nei punti che solidificano per ultimi o nelle parti più spesse e sono causa di porosità, grana grossa, gocce e zone bianche. Da ciò risulta l’importanza di usare sempre, per i getti di qualità, ghise a basso tenore in P e S. La ghisa fusa assorbe e discioglie in se stessa quantità più o meno forti di gas: quantità che crescono con la temperatura e che dipendono dal sistema di fusione. I gas che si trovano normalmente disciolti sono H proveniente dall’umidità atmosferica, N ed ossido di C. Le ghise grezze contengono già quantità notevoli di gas: per esempio in un kg di ghisa si trovano da 25 a 100cm³ di gas a temperatura ordinaria e quindi allo stato fuso ne contiene parecchie volte di più. Questi gas durante il raffreddamento tendono a sprigionarsi dal metallo fuso per la loro diminuita solubilità ma, man mano che la solidificazione procede, l’allontanamento dei gas stessi diventa sempre più difficile. Da ciò possono derivare soffiature, specialmente se nel momento della solidificazione e della massima emissione di gas le forme non sono sufficientemente porose ed areate. La ghisa fluida può assorbire gas anche durante la colata e nelle forme stesse. Inoltre si possono formare gas per reazione chimica all’interno del metallo: i chiodi, i supporti, i refrigeranti e le conchiglie ossidate possono dare origine all’ossido di C. L’Al ed il Ti sono i mezzi che impediscono radicalmente la formazione di soffiature in quanto si combinano con tutto l’O presente e riducono l’ossido di C, ma nel caso delle ghise il loro utilizzo non è necessario e la presenza di Si e del Mn è generalmente sufficiente. Ulteriori difetti sono le cavità interne, abbastanza frequenti nei getti e causate dalla diminuzione di volume che il metallo subisce nel raffreddamento ed in particolare a quella che si ha nella prima solidificazione: in conseguenza di ciò una forma riempita con metallo fuso subito dopo la solidificazione non è più piena perché manca metallo. Se questo può essere fornito da materozze non si hanno inconvenienti di sorta, ma se la solidificazione non avviene allo stesso momento in tutte le parti del getto, le ultime parti a solidificare si ritrovano con una cavità interna o zone interne fortemente porose. Occorre quindi alimentare la parte più grossa o evitare forti variazioni di spessore come già spiegato; oppure si può accelerare il raffreddamento delle grosse sezioni mediante conchiglie raffreddanti o alleggerimenti. [7], [14] Passati in rassegna le caratteristiche generali, i parametri e i difetti di una colata in forma, si elencano i principali tipi di lavorazione di fonderia.

Fonderia

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4.1 - Fusione in terra La fusione in terra rappresenta la classica operazione di fonderia: la forma è un contenitore costituito da sabbia speciale, leganti e additivi ed il metallo è versato per gravità. Tale attività prevede una particolare sequenza: l'approntamento dei due semimodelli; la preparazione delle anime; la formatura, ovvero il riempimento delle staffe con i modelli del getto e del sistema di alimentazione e con la terra, seguito dal suo compattamento; la realizzazione delle tirate d’aria che consentono la fuoriuscita di gas attraverso la sabbia; la fusione del metallo; la colata nella forma; l’estrazione del getto dopo la solidificazione; la pulizia e la finitura del getto.

Fig.4.4 – Rappresentazione schematica di una classica fusione in terra Il modello è un oggetto che rappresenta la sagoma che dovrà assumere il prodotto finale: può essere in legno, metallo, gesso, resine sintetiche o in altro materiale. Lo scopo del modello è quello di creare nella forma la cavità nella quale si colerà il metallo fuso. Le dimensioni del modello devono considerare il ritiro del metallo nella fase di solidificazione ed il sovrametallo necessario ad eventuali successive lavorazioni e la sua forma deve tener conto della necessità di poter estrarre il modello dalla forma senza rovinarla, e quindi le pareti parallele alla direzione di estrazione del modello devono essere leggermente inclinate formando un invito detto sformo o scampanatura. Sono da evitare inoltre i sottosquadri o è consigliabile prevedere una adeguata scomponibilità del modello. Si devono infine prevedere le portate d’anima, cioè il calco dei supporti ove poggeranno le anime per la creazione dei vuoti nella fusione. La formatura è l’attività di approntamento della forma: può essere fatta allo scoperto, se la forma viene approntata nel pavimento in sabbia della fonderia

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per fusioni grossolane, o in staffa. In questo secondo caso la forma è costituita da due staffe, cioè due telai di metallo, aperti sopra e sotto, entro i quali viene versata e costipata della terra da fonderia attorno al modello. Si prepara per prima la staffa inferiore, nella quale sarà contenuta la prima metà del modello. Si rovescia la staffa, si cosparge la superficie della terra di una polvere atta a non far aderire la sabbia della seconda staffa, si posiziona la seconda metà del modello, si sistema e si fissa la seconda staffa sopra la prima e si appronta quindi la seconda parte della forma, comprensiva di canale di colata, montante e sfoghi d’aria. Si aprono allora le staffe, si estrae il modello, si eseguono eventuali riparazioni della forma, si posizionano le anime e si ricollegano le due staffe tramite le opportune orecchie e spine. La sabbia deve copiare le forme del modello per riprodurne i dettagli, deve essere refrattaria e permeabile per lasciare fluire i gas, deve essere resistente ad eventuali urti e alla spinta metallostatica ma anche collassabile per permettere una facile estrazione del getto. Queste caratteristiche si ritrovano nella silice (SiO2), che è la sabbia per fusione più disponibile ed economica, nello Zr, che è più costoso ma mostra una minore espansione termica e alta refrattarietà, nell’olivina e nella cromite, minerali con proprietà intermedie ai primi due. A queste sabbie vengono aggiunti dei leganti e degli additivi per formare un impasto umido. A seconda della terra usata e dal grado di finitura richiesto, la colata può avvenire direttamente nella forma così preparata, che viene detta formata a verde oppure può venir essiccata in apposite stufe, e viene detta in questo caso formata a secco. La formatura con terra a verde è il principale processo di fusione, nonché uno dei più economici e antichi. La terra a verde è composta da sabbia silicea, bentonite, acqua e additivi come il nero minerale (composto da cenere, volatile e coke) aggiunto per migliorare le sue caratteristiche in fase di colata, che è una delle peculiarità più importanti di una sabbia per fonderia ed è determinata dalla qualità dei suoi componenti. Durante il riempimento, il veloce aumento di temperatura nelle zone a contatto con il metallo fuso provoca una migrazione dell’acqua assorbita all’interno della terra e contemporaneamente si ha la sublimazione delle componenti volatili del nero minerale. Il coke inerte rimane nell’impasto come menisco fra i grani di sabbia aumentando le capacità coesive della terra, mentre i volatili generano l’atmosfera riducente e quindi lo strato superficiale di C brillante nell’area di contatto tra metallo e forma. Una volta solidificato e raffreddato, si estrae il getto dalla forma con l’operazione detta distaffatura. Nell’eseguire questa operazione la forma di terra viene distrutta, e per questo la formatura in terra viene detta a perdere o transitoria, in contrapposizione alla colata in stampi metallici, detti conchiglie o forme permanenti, che vengono riutilizzati. Il pezzo estratto viene ripulito della terra di fonderia con l’operazione di sterratura; si tolgono quindi la materozza, il

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canale di colata ed il montante, si eliminano le bave che si sono formate lungo il piano di contatto delle due semiforme, si tolgono eventuali imperfezioni superficiali ed incrostazioni ed il getto può essere avviato alle eventuali successive lavorazioni, trattamenti e controlli. La fusione in terra è particolarmente adatta ai getti di geometria complessa, preferibilmente con spessori fini; le tolleranze dimensionali sono larghe ma generalmente scadenti (±0,5 ÷ 2%) e le rugosità superficiali del pezzo grezzo sono nel range 12 ÷ 24µm. Questa tecnica fusoria è indicata per pezzi di peso medio-grande e il lotto di produzione spazia dal singolo pezzo a delle partite ingenti, che possono essere prodotte con un sistema automatizzato. 4.2 - Fusione a cera persa E’ un processo in cui sia il modello che la forma sono transitori: la forma è costituita da un modello di cera ricoperto interamente da un materiale refrattario. Una volta costruito il modello in cera, completato con il relativo sistema di alimentazione in cera, si ricopre il tutto con un sottile strato di silice e ceramica, sufficiente a rendere rigido il sistema. A questo punto la forma viene girata e riscaldata, in modo che la cera fondendo esca lasciando libera la cavità della forma che, dopo essere stata pre-riscaldata, viene riempita con il metallo fuso;

dopo la solidificazione la forma viene rotta ed il pezzo può essere estratto. I vantaggi della cera persa sono la precisione dimensionale molto buona, così come la finitura superficiale e ciò consente di ottenere parti near-net-shape, evitando o diminuendo le lavorazioni di finitura. Inoltre i modelli possono essere complessi, non essendoci problemi di estrazione, il processo può essere altamente automatizzato e si adatta a tutti i tipi di lega; la cera può essere riutilizzata.

Fig.4.5 – Sequenza del processo a cera persa

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Gli spessori minimi ammissibili sono intorno a 1,5mm, i pezzi prodotti sono piccoli e la produzione classica è per la piccola-media serie. I due grandi svantaggi risiedono nell’alto numero di step del processo e l’alto costo, in particolare della costruzione dei modelli. 4.3 - Polycast Il nome di questo processo fusorio prende il nome dal materiale che viene impiegato per il modello: il polistirene. Questo viene spruzzato con uno spray refrattario (polvere di quarzo o allumina), inserito in un contenitore e ricoperto di materiale refrattario, generalmente sabbia che viene compattata intorno ad esso. Versando il metallo, il polistirene vaporizza ed il liquido può riempire completamente la forma.

Fig.4.6 – Schema del processo polycast In tal modo la forma non deve necessariamente essere divisa in staffa superiore e inferiore, quindi sono assenti le bave, le anime, gli angoli di spoglia ed è possibile avere parti in sottosquadro; inoltre il riciclo della sabbia è totale. Il fatto però di dover costruire un modello per ogni colata, fa alzare il costo, per cui è consigliabile per grandi lotti di produzione, come ad esempio la produzione in serie di motori. Sono possibili le porosità e la finitura superficiale è modesta; importante infine ricordare che i sistemi di ventilazione dei gas e le materozze assumono un’importanza basilare a causa dell’evaporazione del polistirene. 4.4 - Fusione in conchiglia Lo stampo è un contenitore diviso in due parti: il semistampo maschio è dotato di spine di centraggio che si inseriscono nelle relative bussole del semistampo femmina; uno dei due è stazionario, l’altro è mosso da un cilindro idraulico.

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Fig.4.7 – Preparazione della conchiglia prima della colata di metallo Dopo un pre-riscaldo e la verniciatura spray dello stampo per consentire una più facile estrazione del pezzo, si inseriscono le eventuali anime e si chiude la conchiglia. A questo punto è possibile versare il metallo liquido ed attendere la solidificazione. L’estrazione del pezzo può essere facilitata da alcuni estrattori che provvedono al distacco del getto all’apertura dello stampo. Le conchiglie permettono un numero elevato di colate trovando impiego per produzioni su vasta scala. Inoltre, i getti realizzati in questo modo presentano un buon grado di finitura superficiale, sovrametalli piuttosto bassi e buone tolleranze dimensionali. Le velocità di raffreddamento elevate dovute al metallo freddo dello stampo generano un grano cristallino più fine nel getto. Il processo è generalmente limitato alle leghe bassofondenti come leghe di Al, Cu, Mg e alle ghise. La geometria del pezzo può essere meno complessa della fusione in sabbia ed il costo dello stampo, comunemente ottenuto per lavorazione meccanica o elettroerosione, è molto elevato, cosa che rende il metodo conveniente solo per grandi lotti di produzione. 4.5 – Pressofusione La forma è costituita da un contenitore in due parti in acciaio per utensili o ghisa ed il metallo liquido è iniettato sotto un’elevata pressione che viene mantenuta anche durante la solidificazione. Una parte dello stampo è fissa, l’altra è mobile e possiede degli estrattori. Come nella fusione in conchiglia, lo stampo viene verniciato a spray con un lubrificante per evitare l’incollamento del getto sulla forma. Nella pressofusione a camera calda il metallo viene fuso in un apposito serbatoio e iniettato sotto pressione da un pistone che in una sola corsa forza il liquido nello stampo, che è stato preriscaldato dal serbatoio stesso. Questa soluzione ha il vantaggio di un’alta produttività (fino a cinquecento pezzi all’ora), ma è limitata dall’utilizzo di leghe che hanno una temperatura di colata

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inferiore ai 600°C (leghe di Pb, Sn e Zn) e che non attacchino chimicamente il pistone.

Fig.4.8 - A sinistra lo schema di un impianto per pressofusione a camera calda, a destra quello di un impianto per pressofusione a camera fredda Una variante è la pressofusione a camera fredda nella quale il metallo viene fuso in un contenitore esterno alla macchina e viene successivamente versato in una camera per poi essere spinto dal pistone nello stampo. La produttività è alta ma non come nel sistema precedente perché in questo caso c’è il passaggio del versamento di metallo liquido dall’esterno; è però possibile impiegare leghe che hanno una temperatura di colata superiore ai 600°C , in particolare leghe di Mg, Al e Cu. In generale i vantaggi della pressofusione risiedono in: buona precisione dimensionale e finitura superficiale, possibilità di adottare sezioni fini e di ottenere un grano cristallino fine grazie al raffreddamento rapido del getto; la pressofusione è vantaggiosa per grandi lotti, in quanto il costo d’impianto è elevato. Il processo è però limitato dall’utilizzo di leghe bassofondenti e da una geometria del pezzo che deve permettere la rimozione dallo stampo. 4.6 - Shell molding L’ultimo procedimento fusorio analizzato riguarda il processo impiegato per la produzione dei cilindri oggetto di tesi. La forma è costituita da un sottile guscio di sabbia silicea prerivestita in grado di seguire fedelmente la figura geometrica del modello; la compattezza della sabbia è garantita da resine leganti termosettiche. Un modello metallico viene riscaldato e fissato sulla sommità del contenitore in cui è presente la sabbia (Fig.4.9). Il contenitore viene allora capovolto in modo che la sabbia e la resina cadano sopra il modello, lasciando sopra questo uno strato che solidificandosi va a generare un guscio duro. Successivamente il contenitore viene di nuovo

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girato affinché le particelle di sabbia non aderenti al guscio precipitino sul fondo. Il guscio viene poi riscaldato in forno per alcuni minuti per completare il trattamento e infine viene staccato dal modello. Le due metà della forma vengono assemblate, inserite in un apposito contenitore e supportate da sabbia o morsetti; fissato il guscio, è quindi possibile versare il metallo fuso e dopo la solidificazione il pezzo può essere estratto.

1 2

3 4 Fig.4.9 – Successione delle operazioni nel processo di shell molding E’ interessante osservare la curva di solidificazione della ghisa CGI250 oggetto di studio (Fig.4.10), in quanto le curve di raffreddamento reali differiscono in qualche misura da quelle teoriche essenzialmente perchè la temperatura può scendere al di sotto del valore previsto teoricamente all’inizio della solidificazione, sia della lega primaria che dell’eutettico, per un fenomeno di sottoraffreddamento. Quando però la solidificazione inizia, con il corrispondente sviluppo del calore associato, la temperatura risale al valore previsto: quest’ultimo fenomeno viene detto recalescenza. Il sottoraffreddamento e la relativa recalescenza sono quindi generalmente associati all’inizio della solidificazione sia di una lega primaria che di quella eutettica.

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Inoltre, la presenza nelle leghe industriali di altri elementi, anche in piccola quantità, fa sì che non si tratti più di leghe binarie, ma multicomponenti, con conseguente presenza contemporanea di varie fasi solide. Queste provocano la modifica della forma della curva di raffreddamento, rendendo di fatto il suo andamento più uniforme e causando una maggiore difficoltà d'interpretazione dei punti singolari.

1050

1100

1150

1200

1250

1300

0 40 80 120 160 200 240Tempo [sec]

°C

-8

-6

-4

-2

0

2

°C/s

ec

Temperatura

Derivata 1° TL= 1146,7 °CCeqL= 4,24 %

Fig.4.10 – Curva di solidificazione della ghisa CGI250 Si notano la temperatura massima raggiunta per questa ghisa, pari a 1324°C, e una temperatura di liquidus di 1147°C, in quanto la lega è eutettica; la curva poi mostra un riscaldo fino a 1158°C, dovuto al calore latente di solidificazione. La velocità di raffreddamento è dell’ordine di 3°C/s e il valore di recalescenza misurato è di 11°C. Si preferisce spillare la ghisa alla temperatura più alta possibile sia per ottenere i benefici effetti del surriscaldamento sulla formazione di grafite globulare, con relativo aumento delle proprietà meccaniche, sia per facilitare la decantazione delle scorie e delle inclusioni, lasciando riposare il metallo in secchia fino a raggiungere la temperatura di colata. Avvenuta la solidificazione, si ottengono getti con strette tolleranze dimensionali (±0,25 mm), superfici uniformi, spessori controllati, condotti interni particolarmente complessi e della massima precisione. Le superfici lisce della cavità permettono un flusso di metallo più facile e buone finiture superficiali, con valori tipici di rugosità di circa 2,5µm, tanto che spesso non sono necessarie lavorazioni finali. La collassabilità della forma minimizza le cricche nel getto ed il sistema è facilmente automatizzabile. Il procedimento si dimostra svantaggioso soprattutto per il costo del modello in metallo, fatto che ne giustifica l’impiego solo con un alto numero di pezzi da produrre. [7], [14]

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4.7 - La formatura delle anime La formatura delle anime per fonderia di ghisa può essere effettuata con vari processi che si differenziano per il tipo di legante impiegato e per la modalità della sua attivazione. I leganti più utilizzati sono organici (polimeri termoindurenti o termoplastici) o inorganici (silicati e cemento refrattario). Il tipo di legante ed il metodo di presa condizionano i risultati finali della formatura delle anime in termini di produttività, costo e resistenza meccanica a freddo. I più importanti parametri sono: la percentuale di legante, che ha conseguenze sul costo finale dell’anima, sull’impatto ambientale e sul riciclo delle sabbie; il tempo di formatura, che è il tempo necessario per ottenere l’indurimento del legante; la vita di banco, cioè il tempo che intercorre dal momento dell’impasto alla perdita di lavorabilità; infine la stabilità termica e l’attitudine alla sterratura, parametri qualitativi che riassumono le caratteristiche in esercizio del materiale legante. La formatura avviene in casse d’anima in legno sagomate con la forma desiderata. La costruzione di queste è spesso affidata a studi specializzati di modellistica: è molto difficile trovare fornitori qualificati e i prezzi sono elevati. La cassa d’anima è divisa in due metà, ovviamente per permettere l’estrazione dell’anima. Una volta inserita la sabbia a strati differenti in funzione del grano, si batte leggermente sulla superficie per renderla completamente piana, dopodiché attraverso uno dei processi chimici elencati in seguito si lascia indurire l’impasto; infine è possibile aprire la cassa e sottoporla a vibrazione per facilitare l’estrazione. Non è raro vedere anime che sono rinforzate nei punti più deboli con fili di Fe annegati nella sabbia ed opportunamente sagomati. Data la complessità delle anime, come nel caso del cilindro per tessitura, molto spesso non è possibile ottenere un’anima tutta d’un pezzo, ma si ricorre a più parti d’anima, poi incollate per ottenere l’anima completa.

Fig.4.11 – Varie anime per la realizzazione di cavità nel getto

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Il ramolaggio è la fase in cui vengono posizionate le anime e gli eventuali tasselli all'interno del modello; comprende anche la fase di pulizia della superficie che andrà ad accogliere il metallo fuso, la riparazione di eventuali imperfezioni di questa e la chiusura della forma con la staffa superiore. I principali metodi di formatura possono essere a temperatura ambiente con catalizzatore gassoso, oppure a caldo, mediante forni o riscaldi delle casse d’anima, o anche con altri processi. I primi sono realizzati mediante il passaggio di un gas catalizzatore attraverso la miscela sabbia-resina direttamente nella cassa d’anima. Tra questi si ricordano: la formatura con resine poliuretaniche, caratterizzate da un basso costo e da un’alta produttività ma anche da limitata stabilità termica; quella con resine epossidiche, che hanno un alto costo ma un’ottima produttività; con resine fenoliche, che hanno come vantaggio una buona stabilità termica ma scarsa produttività; con resine furaniche, che hanno un’ottima attitudine alla sterratura ma durante la formatura generano forti esalazioni di gas; il processo con silicato di Na che ha un’ottima resistenza termica in colata e un basso costo, ma presenta una notevole difficoltà nella sterratura e un recupero della sabbia molto limitato. Vi sono anche dei metodi di formatura a temperatura ambiente in cui il legante viene catalizzato e il materiale dell’anima si auto-indurisce. E’ il caso delle resine fenoliche e furaniche catalizzate con acidi: le prime hanno elevate resistenze meccaniche ma costo elevato, le altre hanno elevate resistenze termiche e un costo minore. Ci sono anche delle resine fenoliche-alcaline catalizzate con esteri organici e caratterizzate da un basso costo ma anche da uno scarso recupero della sabbia, e delle poliuretaniche catalizzate con ammine altobollenti, che raccolgono le migliori proprietà delle altre resine ma hanno un costo maggiore. Per quanto riguarda i processi in cui il legante è attivato dall’alta temperatura si citano la formatura con legante furanico, che mostra una buona produttività per anime sottili e un’ottimo comportamento durante la sterratura, ma per contro necessita di un’attrezzatura costosa, e la formatura mediante resina fenolica novolacca, che garantisce un’ottima stabilità termica ed elevata resistenza meccanica a freddo, ma ha lo svantaggio di avere un costo elevato. Altri processi utilizzano silicati ed esteri, oli essiccativi, silicati di etile e cemento refrattario. I primi hanno un’ottima resistenza termica e basso costo ma difficoltà nella sterratura; gli oli essiccativi esalano bassi odori in formatura ma hanno scarsa resistenza meccaniche e termica; i silicati di etile hanno invece un’ottima resistenza termica, a scapito del costo; infine, il cemento non ha alcun odore di formatura ma crea difficoltà nella sterratura e rende impossibile il riutilizzo della sabbia. [16]

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4.8 - Distaffatura, smaterozzatura e finitura Terminata la solidificazione del metallo, le forme inserite nelle staffe devono essere demolite per potere estrarre il getto. Nelle linee a carosello con trasferimento lungo vie a rulli le staffe vengono convogliate alla postazione di distaffatura della linea. Negli altri casi vengono trasferite, di solito con carrello elevatore o carroponte, al piano vibrante di distaffatura. Il sistema di caricamento del distaffatore può essere manuale, sistema nel quale le staffe, movimentate tramite carro ponte da un operatore, sono collocate sul piano vibrante per le operazioni di separazione. In un impianto semiautomatico invece le staffe sono collocate sulla griglia vibrante mediante una via a rulli collegata con l’area di colata. L’operatore, tramite carroponte o piccolo carrello, preleva getti e staffe alla fine delle operazioni. Per grossi lotti di produzione vi può essere un sistema automatico: in questo caso, un robot preleva le staffe e le posiziona sulla griglia vibrante. L’operazione di demolizione è eseguita meccanicamente mediante scuotitori a griglia, costituiti da griglie orizzontali sulle quali vengono appoggiate le staffe: attraverso l’azione di scuotimento del piano vibrante si ha la separazione tra le terre e il getto che rimane sulla griglia stessa. In alcuni casi è richiesto l’impiego di un martello pneumatico per liberare il getto dai residui di terra. Le terre di risulta cadono sul vaglio del distaffatore e da qui vengono convogliate all’impianto di recupero terre: passano attraverso un separatore magnetico per la divisione delle parti metalliche, poi attraverso un setaccio, un rompizolle e infine sono convogliate ai silos di stoccaggio o inviate esternamente alle operazioni di lavaggio. In alternativa la distaffatura di getti di non elevate dimensioni può essere realizzata tramite tamburo rotante: le forme, dopo colata e solidificazione del getto, vengono introdotte in testa a un tamburo che durante la rotazione garantisce la rottura delle forme e la cui inclinazione fa avanzare i getti distaffati. Dopo la distaffatura, viene effettuata la smaterozzatura, che consiste nel distacco delle parti eccedenti dei getti: canali di colata, alimentatori di colata e materozze. Queste operazioni possono essere eseguite: direttamente sulla griglia del distaffatore o all’uscita del tamburo distaffatore, agendo manualmente con mazza, martello o con cunei idraulici o pneumatici; oppure su banchi grigliati dotati di aspirazione dal basso e in grado di ruotare in modo tale da favorire l’ergonomia della lavorazione, agendo con mazza o con cannello, o ancora su cavalletti o a terra, in prossimità del distaffatore. Per alcuni getti si rende necessaria una ulteriore rimozione dei residui di sabbia dalla forma (sterratura o pulitura), normalmente utilizzando una granigliatrice, che consente di ottenere una pulizia non accurata, ma che rende visibile la superficie del getto per potere operare le successive lavorazioni di asportazione delle bave di colata. Anche nel caso di colata in conchiglia per gravità, i getti

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devono essere liberati dalle anime in sabbia e resina: questa operazione è di solito eseguita in apposite macchine sterratrici e vibranti. Il getto distaffato e privato delle materozze, eventualmente ripulito da residui di sabbia di formatura, viene sottoposto a un’operazione di finitura meccanica volta alla rimozione delle bave e alla riparazione di eventuali imprecisioni dovute a errori durante la colata, nel caso l’impegno delle riparazioni sia motivato dal valore del getto. Le lavorazioni di finitura sono svolte manualmente, con attrezzi portatili quali mola, fresa, scalpello o con attrezzi sostenuti da attrezzature e manovrati manualmente, quali mole a pendolo, in particolare nel caso di getti di elevate dimensioni o di serie limitate. Quando la durezza del materiale rende problematica la lavorazione di asportazione per abrasione, si rifinisce con l’ausilio di elettrodi o di cannello. A lavorazioni ultimate, il getto segue due diversi percorsi: ulteriori lavorazioni meccaniche o di trattamento termico. [16]

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Capitolo 5 Trattamenti termici La gran parte dei getti di ghisa sferoidale è utilizzata allo stato grezzo di fusione, dopo aver tutt’al più subito un trattamento termico di distensione che non ne modifica la struttura micrografica. Tuttavia esiste una gamma di trattamenti specifici, atti ad ottenere strutture particolari e caratteristiche meccaniche relative. Se le caratteristiche richieste ai getti sono ottenibili con qualche azione metallurgica, è chiaro che il trattamento va evitato risparmiando quindi gli aggravi economici ed impiantistici, gli allunghi nel ciclo di produzione, le eventuali deformazioni dei getti ed il rischio di scarti. Un trattamento termico presuppone quasi sempre una preliminare trasformazione della ferrite (Fe α) in austenite (Fe γ), la quale è completamente reversibile, istantanea ed avviene a 912°C se il Fe è puro. Gli elementi di lega modificano sensibilmente questo valore: C, Ni, Mn, Cu e N abbassano la temperatura di trasformazione, ampliando la regione austenitica. Altri come il Si, il Cr, il Mo, il W ed il V la innalzano ampliando la regione ferritica. Poiché in una ghisa sono presenti più elementi di lega, il quadro finale è molto complicato in quanto le loro influenze si sommano e si sottraggono. Durante la trasformazione dell’austenite in ferrite deve avvenire una separazione di C in forma di grafite (sistema stabile) o di cementite (sistema metastabile), dato che la solubilità di questo elemento è molto più elevata nell’austenite che nella ferrite. Se dall’austenite il C si separa sotto forma di grafite, questa va a depositarsi intorno agli sferoidi primari, mentre se la separazione avviene sotto forma di cementite, deve intervenire un processo di nucleazione. Entrambi questi procedimenti presuppongono una diffusione del C che necessita di tempi più o meno lunghi; qualora le velocità di raffreddamento o di riscaldo non siano sufficientemente lente, le trasformazioni non avranno più luogo alle temperature di equilibrio ma a temperature superiori (surriscaldi) o inferiori (sottoraffreddamenti). Questi ultimi provocano la formazione di fasi metastabili, cioè a velocità di trasformazione così lente da poter essere considerate nulle; un aumento del tenore di C nell’austenite favorisce il sottoraffreddamento. Le varie trasformazioni possibili dell’austenite possono essere previste avvalendosi di diagrammi particolari detti TTT, temperature time transformation, ovvero curve di trasformazione isoterme dell’austenite, e CCT, continuous cooling transformation, cioè curve a raffreddamento continuo.

Capitolo 5

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Fig.5.1 – A sinistra grafico TTT, sopra CCT

Con un raffreddamento molto lento si ottiene una struttura ferritica, che è composta da un reticolo cristallino con struttura cubica a corpo centrato, costituito da Fe con elementi in soluzione solida in un equilibrio stabile; il materiale è tenero (80 ÷ 90HB) e contribuisce alla duttilità. In queste condizioni si possono trovare anche la grafite, che ha una struttura cristallina esagonale ed è in pratica C libero che migliora la lavorabilità e le proprietà di smorzamento, e la cementite, composta da una complessa struttura ortorombica che a differenza della grafite è molto dura (800 ÷ 1400HV) e riduce quindi la lavorabilità ma incrementa la resistenza all’usura. Aumentando di poco la velocità di raffreddamento o a temperature inferiori, le distanze di diffusione del C si accorciano ed è favorita la formazione di perlite; la sua struttura è un aggregato metastabile e lamellare di fase α e Fe3C dovuta alla trasformazione eutettoidica dell’austenite sopra la regione bainitica. La perlite contribuisce a rafforzare il materiale senza introdurre fragilità; ha una buona lavorabilità e una durezza intorno ai 230HB. Quanto più bassa è la temperatura di formazione e tanto più è compatta la perlite. Al di sotto di una certa temperatura la velocità di diffusione del C risulta estremamente ridotta, per cui si formano strutture ferritiche a reticoli distorti, perché sovrassature in C, associate a cementite aghiforme molto fine: sono strutture aciculari o bainitiche. A temperature ancora più basse o per velocità di raffreddamento elevate la diffusione del C è completamente impedita e si forma la martensite, che è una fase dura metastabile e ha una struttura che consiste in reticoli di ferrite altamente distorti, le quali contengono tutto il C presente nell’austenite originaria. Esiste una temperatura limite superiore Ms, al di sotto della quale iniziano a formarsi strutture martensitiche, ed una superiore M f alla quale l’austenite risulta completamente trasformata. Queste temperature limite sono visibili sui grafici TTT e CCT in Fig.5.1.

Trattamenti termici

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Ms è indipendente dalla velocità di raffreddamento, ma è legata al contenuto di C nell’austenite e di altri elementi eventualmente presenti, come Mn e Ni. La tendenza alla trasformazione dell’austenite è tanto più grande quanto maggiore è il suo sottoraffreddamento. D’altra parte la velocità di diffusione degli atomi di C diminuisce con l’abbassarsi della temperatura, da cui ne deriva l’esistenza di un certo tempo di attesa, detto tempo di incubazione, prima che la trasformazione abbia inizio. In genere alla condizione termica in cui il tempo di incubazione è minimo, corrisponde anche una velocità di trasformazione massima. La grafite ha una funzione importante in quanto gli sferoidi agiscono come serbatoi di C. La solubilità di C nell’austenite accresce all’aumentare della temperatura e perciò il contenuto di C dell’austenite non dipende dal C totale della ghisa, ma dalla temperatura di austenitizzazione, la quale varia principalmente per i tenori di C e Si. La solubilizzazione del C deve avvenire per diffusione, processo che richiede del tempo e che a sua volta dipende dalla matrice di partenza (ferritica o perlitica) e dal diametro dei noduli presente. Il tempo di austenitizzazione ha un’influenza decisamente meno rilevante se la matrice di partenza è perlitica e se le temperature di austenitizzazione sono mantenute ai livelli inferiori. Le lamelle di cementite si dissolvono molto rapidamente e l’austenite assume concentrazioni di C pari al valore del C combinato; ma alle temperature di austenitizzazione più elevate la solubilità del C aumenta e anche parte della grafite passa in soluzione, per cui i tempi di austenitizzazione diventano ancora determinanti. Per quanto riguarda gli elementi alliganti, il Si come detto ha un effetto rilevante: riduce la solubilità del C nell’austenite e quindi ha un’influenza negativa sulle caratteristiche meccaniche ottenibili dopo bonifica. Durante il raffreddamento e la trasformazione dell’austenite, una parte del C può essere espulsa a causa della diminuita solubilità o sotto forma di cementite o grafite. Generalmente le velocità di raffreddamento sono tali da non consentire l’avverarsi di questo fenomeno ma nel caso di ghise alligate con elementi che favoriscono strutture bainitiche o martensitiche , già per un raffreddamento in aria o in forma può verificarsi questa precipitazione. Dato che l’austenite si impoverisce di C, la temperatura Ms si sposta verso valori più elevati. Il Si influenza la trasformazione bainitica nel senso che, impedendo la precipitazione di carburi, tende a stabilizzare l’austenite, sovrassaturandola di C e ne consegue che parte di quest’ultima si trasforma in martensite o perviene addirittura indecomposta a temperatura ambiente. Il Ni e il Mn tendono a ritardare la trasformazione dell’austenite ad ogni temperatura. Una particolarità favorevole che presentano le ghise sferoidali rispetto agli acciai è che non mostrano l’ingrossamento dei grani fino a temperature di 900°C.

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Un fenomeno da tenere in considerazione per il trattamento termico è la fragilità da rinvenimento, che consiste in un riscaldo e un mantenimento ad una temperatura (150 ÷ 600°C) inferiore all’orizzontale eutettoidica. In questo caso può avvenire il passaggio della matrice da una condizione di tenacità ad una di fragilità e ciò si manifesta soprattutto con le ghise sferoidali di matrice ferritica: se i getti rinvenuti sono raffreddati lentamente in forno, esistono due range di temperatura in cui si manifesta un decadimento della resilienza fino al 50%: tra 530 e 458°C e tra 425 e 370°C. Sul fenomeno influisce molto la composizione chimica della ghisa, in particolare il rapporto tra Si e P: per contenuti del primo del 2,5% il valore limite del secondo affinché non si abbia fragilità deve essere al massimo dello 0,05%; se invece il Si è presente per il 2,75%, il P non deve superare lo 0,01%. Il Mn ha influenza negativa solo in percentuali superiori a quelle normali (0,8%), mentre il Mo e il W in contenuti intorno allo 0,1 ÷ 0,2% si oppongono alla fragilità da rinvenimento. Quando sono richieste resilienze ai valori massimi, allora, è necessario estrarre i getti dal forno a temperature intorno ai 600°C e raffreddarli in aria. [7] Si passano ora in rassegna i principali trattamenti termici utilizzati industrialmente sulle ghise sferoidali e vermicolari. 5.1 – Distensione Spesso a causa del raffreddamento in forma dopo la fusione, della distaffatura precoce, dei trattamenti di normalizzazione, di tempra o di indurimento superficiale, di lavorazioni meccaniche o di saldature, si originano delle tensioni interne nel pezzo. La parte preponderante di queste tensioni, compressioni, flessioni ha origine al momento del raffreddamento del getto nella forma dopo la colata: quando il metallo ha riempito lo stampo, ha inizio una serie di gradienti termici che dipendono dai diversi spessori e dalle differenti temperature del metallo liquido e per questo motivo il ritiro del getto non avviene nella stessa misura in ogni punto e la situazione si aggrava con l’espansione eutettica per la quale al limite parti sottili possono contrarsi mentre altre più spesse sono ancora in fase di espansione. Anche la forma impedisce una libera contrazione del getto e la situazione può peggiorare se il getto è distaffato ad elevata temperatura. Da qui derivano sollecitazioni che se non annullate da distorsioni o rotture, permangono nel pezzo in un sistema equilibrato di forze. La successiva lavorazione meccanica, asportando materiale, turba l’equilibrio tensionale e le sollecitazioni residue nei getti in ghisa sferoidale possono assumere valori più elevati, per esempio, di quella lamellare. Per risolvere lo stato tensionale è necessario portare il getto in un intervallo di temperature

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elevate: il limite è di 600°C perché per valori maggiori la struttura perlitica della matrice diventa sempre più instabile e può in parte grafitizzare con riduzione delle caratteristiche meccaniche. Le temperature di distensione, inoltre, vanno correlate con determinati tempi di permanenza in temperatura, più lunghi alle temperature inferiori e brevi a quelle superiori. Un trattamento standard può essere così sviluppato:

• riscaldo fino a 600°C con velocità di 50 ÷ 100°C/h in cui la velocità minore è riservata ai getti più complessi;

• segue un mantenimento a 600°C per un’ora, più un’ora per ogni 25mm di spessore;

• infine, raffreddamento in forno con velocità non superiore ai 25 ÷ 50°C/h fino a 100 ÷ 200°C, sempre con la velocità inferiore riservata ai getti di geometria più complessa.

Le ghise sferoidali con matrice ferritica, invece, possono essere stabilizzate a temperature superiori, abbreviando così il tempo di trattamento. 5.2 – Ricottura 5.2.1 - Ricottura per eliminare i carburi liberi I getti grezzi di ghisa possono presentare nella struttura della cementite primaria la cui presenza è nociva sia per l’ottenimento delle caratteristiche meccaniche previste che per una buona lavorabilità dei getti stessi. Tali carburi primari possono essere causati o dalla presenza di Cr, V, B, Mn in tenori superiori ai valori di soglia, nel qual caso la loro decomposizione per trattamento termico è praticamente da escludersi, oppure da altre circostanze metallurgiche come ad esempio insufficienti tenori di Si, postinoculazione mancante o parzialmente inefficace o spessori troppo sottili; in questi casi sono possibili trattamenti termici di decomposizione ad elevate temperature. Secondo J.E. Rehder, la decomposizione della cementite avviene in accordo con la relazione (5.1): log(t) = 0,0076T + b (5.1) in cui T è la temperatura di decomposizione in °C, t è il tempo necessario per la decomposizione in ore e b è una costante dipendente dalla natura e dalla composizione della ghisa. I tempi ottenuti però sono indicativi e non tengono conto dei tempi di riscaldo e raffreddamento durante i quali decorre ancora la decomposizione della cementite, nonché di altre variabili, come la presenza di elementi stabilizzatori di carburi.

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Nella pratica possono essere più utili i dati ricavati dal test di W.H.Browne e R.J. Christ, schematizzati nel diagramma in Fig.5.2, a seconda delle diverse percentuali di Si.

Le ghise A e B possiedono analisi simili nei limiti:

• C = 3,5 ÷ 3,8 % • Mn = 0.3 ÷ 0,35 % • P = 0,02 ÷ 0,04 % • Ni = 0,05 ÷ 0,08 % • Cr = 0,01 ÷ 0,04 % • Cu = 0,03 ÷ 0,04 %

Fig.5.2 – Tempo richiesto per decomporre la cementite primaria fino a ≤ 1% a varie temperature di austenitizzazione Rilevante il fatto che le ghise in pani nella carica erano di tipo differente e soprattutto che la ghisa A non fu postinoculata, mentre lo fu la ghisa B con 0,7% di Si. I tempi di decomposizione della cementite seguono una legge esponenziale: ne consegue che la decomposizione dal 2 ÷ 3 % all’1% richiede un tempo pari a quello necessario per la decomposizione dal 60% al 2 ÷ 3 %. Questo ha un rilevante significato commerciale e spiega perché spesso sia ritenuto accettabile un contenuto residuo di cementite nella struttura pari al 3 ÷ 5 %. In una struttura più fine, provocata per esempio da postinoculazione che aumenta anche il conteggio dei noduli, il tempo di decomposizione è più breve perché tale è anche la distanza alla quale deve diffondere il C. Ricerche sui tempi di trasformazione della cementite in funzione della temperatura e di elementi di lega come il Si ed il Cu in ghise sferoidali non inoculate e quindi aventi struttura prevalentemente ledeburitica hanno consentito l’ottenimento dei diagrammi in Fig.5.3, indicanti l’influenza del Si e del Cu sulla decomposizione isoterma della cementite. La velocità massima di trasformazione si ha intorno ai 1000°C. L’aumento del tenore di Si accelera la decomposizione della cementite ma non influenza la temperatura alla quale la velocità è massima; il Mn riduce la velocità di trasformazione. Il Cu non influenza questo fattore ma per percentuali dell’1 ÷ 2 % sposta la temperatura di massima velocità a 1080°C. In pratica si cerca di non superare i 900°C per evitare fenomeni di ingrossamento dei grani.

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Fig.5.3 – Influenza del Si (a sinistra) e del Cu (a destra) sulla decomposizione isoterma della cementite nelle ghise sferoidali non inoculate Inoltre, più è elevata la temperatura e maggiori sono le ossidazioni con formazione di scaglia che può raggiungere anche i 3mm; lo strato decarburato e ossidato provoca difficoltà nella lavorazione meccanica successiva. Il trattamento termico può essere eseguito in atmosfera protettiva ponendo attenzione ad evitare eventuali formazioni di carburi: importanti sono una buona

tenuta del forno, il suo isolamento termico, la razionale distribuzione del calore, eventuali aggiunte di sostanze protettive e l’impiego di contenitori inossidabili. Oscillazioni di temperatura troppo ampie vanno evitate per ridurre il rischio di deformazione dei getti. Fig.5.4 – Variazione della microdurezza nello spessore decarburato di una ghisa sferoidale ricotta

La decomposizione dei carburi provoca un rigonfiamento dei getti e avviene anche un ingrossamento dovuto all’ossidazione del metallo lungo le superfici di contatto con la grafite, ma per le ghise SGI e CGI è molto ridotto rispetto a quello delle ghise con grafite lamellare. Riscaldi rapidi, in genere superiori a 100°C/h possono provocare cricche in pezzi grossi o più complicati. I getti pesanti vanno ben supportati in forno per evitare che si deformino sotto al proprio peso. Per eliminare il carburo di Fe dalla matrice ci si attiene generalmente al seguente ciclo termico:

• riscaldo a 850 ÷ 900°C a velocità di 50 ÷ 100°C/h;

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• mantenimento in temperatura per un’ora, più un’ora per ogni 25mm di spessore;

• raffreddamento in aria o in forno, secondo la struttura della matrice che si desidera ottenere.

Va però ancora sottolineato che lo stesso risultato può essere ottenuto in maniera più semplice ed economica agendo sulla postinoculazione della ghisa e sulla sua buona elaborazione metallurgica. 5.2.2 - Ricottura di ferritizzazione parziale Alcuni tipi di ghise con grafite sferoidale devono presentare strutture miste ferritico-perlitiche per soddisfare i requisiti imposti dalle norme. Queste strutture sono per lo più ottenibili allo stato di fusione ma in alcuni casi può essere necessario ricorrere a trattamenti termici. Quando la cementite libera è superiore al 5%, si ricuoce il getto ad una temperatura di 850 ÷ 900°C e si raffredda in forno a velocità controllata (30 ÷ 150°C/h) fino a 650°C. La velocità di raffreddamento è da stabilirsi previamente con prove pratiche. Oppure si raffredda in forno a temperature intorno ai 680°C e si mantiene a questa temperatura per un certo numero di ore determinate sperimentalmente e si raffredda all’aria. Se invece la cementite libera è inferiore al 5%, la ricottura va eseguita in modo subcritico, riscaldando il getto a temperature inferiori di circa 25°C al punto critico A1 e mantenendo in temperatura per un certo numero di ore determinate sperimentalmente. Si possono anche scegliere temperature più basse, per esempio intorno ai 680°C per avere un maggior controllo dei tempi di trasformazione. 5.2.3 - Ricottura di ferritizzazione totale La velocità di trasformazione della perlite in ferrite dipende da molti fattori, fra i quali preponderante è il contenuto di Si della ghisa, il quale ha un effetto esponenziale sulla velocità di trasformazione. Importante è anche la presenza di elementi stabilizzanti quali Ni, Cu, Sn, Cr, Mn e Mo; influenza ha pure la finezza della perlite. Una matrice martensitica possiede la massima velocità di trasformazione in ferrite, mentre una perlitica ottenuta per normalizzazione ha la velocità più bassa. Quando la cementite libera è maggiore del 5% si esegue una ricottura per due ore ad elevata temperatura (900°C) per risolvere i carburi liberi; tempi più lunghi sono necessari per getti grossi, in modo tale da permettere

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un’omogeneizzazione della temperatura: la regola è un’ora in più per ogni 25mm di spessore. A questa si fa seguire una ricottura come da uno dei seguenti cicli:

• si raffredda lentamente a velocità controllata (25 ÷ 50°C/h) fino a 600 ÷ 650°C e quindi in forno o all’aria a velocità superiore. Questo metodo è particolarmente indicato per ghise prive di elementi stabilizzanti.

• Si raffredda in forno intorno a 700 ÷ 740°C, mantenendo in temperatura per cinque ore, più un’ora per ogni 25mm di spessore; si raffredda infine in forno fino a 600 ÷ 650°C e poi all’aria.

• Si raffredda in forno fino a 80 ÷ 110°C per riscaldare subito dopo fino a 25°C sotto AC1; il temporaneo raffreddamento aumenta la velocità di trasformazione dell’austenite in ferrite. Questo metodo è particolarmente indicato per getti piccoli che sono in grado di mettersi rapidamente in equilibrio con la temperatura del forno.

Nel processo di trasformazione dell’austenite, se da quest’ultima il C si separa sotto forma di grafite, questa va a depositarsi intorno agli sferoidi primari, mentre se la separazione avviene sotto forma di cementite, deve intervenire un processo di nucleazione. Entrambi i procedimenti presuppongono una diffusione del C che necessita di tempi lunghi, quindi di un raffreddamento molto lento o di un mantenimento in temperatura. Se la cementite libera è inferiore al 5%, non è necessaria la ricottura di primo stadio e si procede ad una ricottura subcritica: si riscalda fino a 50°C sotto la temperatura critica AC1 e si mantiene in temperatura per cinque ore più un’ora per ogni 25mm di spessore, per poi raffreddare lentamente fino a 600°C; il raffreddamento finale può avvenire in forno o all’aria. Le caratteristiche di duttilità ottenibili con questo trattamento sono inferiori a quelle ottenute con la ricottura in due stadi. In particolare va ricordato che la velocità di raffreddamento sotto i 700°C influenza la resilienza, specie alle temperature di lavoro inferiori a 0°C. Velocità lente, per esempio in forno, innalzano la temperatura di transizione della resilienza. Sul pezzo in esame il trattamento prevede un riscaldo fino a 900°C ed un mantenimento per dieci ore in atmosfera controllata, seguito da un raffreddamento lento in forno fino a 550°C e poi in aria fino a temperatura ambiente.

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5.3 – Trattamenti con T > AC3 5.3.1 - Normalizzazione La normalizzazione ha come obiettivo l’ottenimento di strutture perlitiche più fini e quindi caratteristiche meccaniche migliorate rispetto a quelle del grezzo e a volte vi si ricorre per recuperare dei getti che presentano strutture diverse da quelle perlitiche richieste. Il trattamento consiste in:

• riscaldo di austenitizzazione al di sopra di 850 ÷ 950°C; • permanenza di alcune ore in temperatura per uniformare la temperatura a

tutto il getto; • tempra in aria, aria soffiata o mista ad acqua nebulizzata a seconda degli

spessori del getto e della sua composizione chimica. Pezzi aventi spessori superiori a 25mm sono generalmente alligati con 0,5 ÷ 2% di Cu per favorire la normalizzazione; getti alligati con 1,5 ÷ 2% di Ni, si possono raffreddare in forno fino a 730 ÷ 750°C e poi temprare in aria per evitare la comparsa di strutture bainitiche negli spessori sottili. Quando si desidera migliorare la duttilità e la lavorabilità grazie ad una struttura con una certa percentuale di ferrite, il trattamento può essere variato raffreddando i getti in forno intorno a 820 ÷ 830°C e temprando in aria da questa temperatura. Dopo un trattamento di normalizzazione la resistenza aumenta mediamente del 20%, la duttilità del 30%. Per ridurre le sollecitazioni residue nei getti dopo normalizzazione è spesso necessario eseguire un trattamento di stabilizzazione a 500 ÷ 600°C seguito da raffreddamento in forno o in aria. 5.3.2 - Austempering Il trattamento isotermo (austempering) che ha per scopo l’ottenimento di strutture bainitiche consiste in:

• austenitizzazione a circa 850°C con tempi di mantenimento in temperatura variabili fra venti minuti e tre ore;

• tempra in olio o sali mantenuti in un range di temperatura tra i 200 e i 400°C;

• mantenimento in temperatura di trasformazione per 1,5 ÷ 4h; • raffreddamento lento in forno.

Se gli spessori del getto sono rilevanti, è necessario ricorrere ad elementi di lega come Mo e Ni per evitare la trasformazione di parte dell’austenite in perlite.

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Inoltre, la trasformazione isoterma può essere interrotta per trasformare una parte dell’austenite in martensite ed ottenere durezze più elevate. A seconda della temperatura di trasformazione scelta si ottengono due tipi di strutture: per valori inferiori a 300°C si formano bainiti inferiori, molto dure e miste eventualmente a martensite, particolarmente indicate per resistere all’usura; per temperature comprese fra 350 e 420°C si ottengono invece bainiti superiori, molto tenaci e nettamente superiori a quelle ottenibili per rinvenimento della martensite oppure a quelle possedute dalle strutture bainitiche ottenute allo stato grezzo. 5.3.3 - Tempra martensitica Questo trattamento ha lo scopo di trasformare l’austenite in strutture martensitiche ed è seguito da un rinvenimento tra 150 e 650°C lungo un’ora, più un’ora per ogni 25mm di spessore. Il processo trasforma le strutture ottenute con la tempra in tutta una gamma di strutture particolari, diverse fra loro a seconda della temperatura di rinvenimento. Dopo aver raggiunto la temperatura di austenitizzazione, si raffredda velocemente al di sotto di MS per ottenere martensite, la quale ha durezze intorno ai 600HB. Per aumentare la profondità di penetrazione della tempra si ricorre a elementi di lega, in particolare combinazioni di Ni e Mo per i grossi spessori e di Ni e Cu per quelli medi. Un particolare trattamento di bonifica può essere applicato a ghise sferoidali con matrice ferritica: si riscalda fino a 780°C, regione in cui coesistono ferrite e austenite, per provocare una parziale dissoluzione del C nell’austenite, seguito da una tempra in acqua. Si ottengono strutture miste ferritico-martensitiche che sono rinvenute a temperature intorno ai 600 ÷ 630°C. Queste ghise presentano caratteristiche meccaniche di resistenza tipiche delle ghise perlitiche e di duttilità proprie di quelle ferritiche. 5.3.4 - Tempra superficiale Questo trattamento permette di limitare l’indurimento del metallo a zone ben delimitate sia in estensione che profondità. Il procedimento consiste in un riscaldo della zona interessata sopra alla temperatura di austenitizzazione, seguito da un veloce raffreddamento con aria, olio o acqua tale da permettere l’ottenimento di strutture martensitiche. La profondità di tempra e la durezza dipendono dal tipo di riscaldamento applicato (intensità e durata) nonché dalla composizione chimica della ghisa.

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Dati i brevi tempi di riscaldo, acquista fondamentale importanza la struttura iniziale della matrice che sarà preferibilmente perlitica, benché pure strutture semi-perlitiche rispondono abbastanza bene al trattamento di tempra. Gli elementi leganti che favoriscono la penetrazione di tempra sono il Mn in contenuti di 0,6 ÷ 0,8%, il Mo tra lo 0,2 e lo 0,4%, il Ni ed il Cu, ma l’alligazione di un intero getto per temprarne poi solo una parte può essere non economica. Se i getti hanno forma complessa, è consigliabile un trattamento preventivo di stabilizzazione a 400 ÷ 500°C, poi successivamente il trattamento di tempra seguito da un nuovo riscaldamento. Le variazioni volumetriche derivanti dalla trasformazione martensitica provocano forti tensioni fra metallo di base e strato temprato, per cui non è infrequente che i getti, specie se di rilevanti dimensioni, si deformino anche di 0,1 ÷ 0,15mm per ogni metro di superficie temprata. Vanno quindi previsti opportuni sovrametalli per la rettifica finale oppure la predeformazione in senso contrario dei getti con maschere prima della tempra. La tempra superficiale può essere eseguita con fiamma o per induzione; quest’ultima permette di ottenere temperature di tempra superiori, ma è bene restare al di sotto dei 1000°C per evitare fissurazioni superficiali. [7], [17], [18]

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Capitolo 6 Lavorazioni meccaniche Le principali lavorazioni che si effettuano per ottenere le dimensioni e la geometria finali sono la modifica del pezzo per distacco progressivo del materiale, quindi con produzione di truciolo. E’ possibile ottenere pezzi complicati e di qualsivoglia dimensione e le lavorazioni sono basate sulla presenza di un utensile che crea un intaglio locale e permette il distacco di una porzione di materiale: le più comuni sono la fresatura per superfici conformate, la tornitura per profili assialsimmetrici, la foratura per realizzare fori e l’alesatura per rifinirli, la maschiatura per eseguire filettature, la rettifica per aumentare la finitura superficiale, la piallatura e la limatura per spianare le superfici.

Fig.6.1 – Le più classiche lavorazioni meccaniche; da sinistra: fresatura, tornitura e foratura Le lavorazioni per asportazione sono utilizzate per la maggior parte dei prodotti, soprattutto come fase finale della produzione. E’ conveniente produrre dei pezzi per asportazione solo quando piccolissimi lotti sono in gioco o quando sono necessari elevate precisioni, altrimenti fusione e forgiatura sono più economiche. Quando è necessaria una buona finitura, quando si hanno delle parti in contatto e parti in movimento, le operazioni per asportazione sono sicuramente una fase del processo produttivo. La finitura ottenibile è molto elevata e sono lavorabili tutti i materiali, anche se la produttività aumenta comunque con i materiali con tensione di snervamento e durezza più bassi, in quanto è possibile adottare velocità di taglio maggiori. Durante la lavorazione si esercita sui metalli un’azione combinata di taglio e di deformazione meccanica che genera il truciolo. Questo può essere di diversi tipi: continuo, caratteristico dei materiali duttili; ondulato, per lo stato di deformazione plastica variabile nel tempo; segmentato, tipico dei materiali a

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bassa conduzione termica e velocità di taglio alte; discontinuo, proprio di materiali fragili, con inclusioni dure o impurezze oppure di velocità alte o profondità di passata elevate. Fra tutti è preferibile quello discontinuo e segmentato, ottenibile soprattutto se le lavorazioni meccaniche sono condotte su un metallo incrudito, cioè con ridotta duttilità. In altri casi si predispongono nel metallo fasi secondarie che agevolano la formazione del truciolo, come nel caso del solfuro di Mn. Questo fattore è di grande importanza, non solo perché una lunga spirale di materiale asportato rende difficoltoso maneggiare i pezzi, ma anche perché in queste condizioni aumentano l’attrito e il surriscaldamento dell’utensile, che viene danneggiato e reso meno duro: in questo caso diventa sempre meno tagliente e si pone nella condizione di aumentare sempre più l’attrito e la temperatura fino a giungere alla sua completa rottura. Gli utensili per asportazione di truciolo sono realizzati in materiali molto duri in modo da avere una minore usura e da poter resistere a velocità di lavoro più elevate, il che significa maggiore produttività. Gli acciai ad alto contenuto di C risultano molto duri in seguito a trattamenti di tempra e rinvenimento e per questa loro proprietà si prestano molto bene come materiali per utensili. Nella loro struttura figura una dispersione fine di carburi entro una matrice ferritica, soggetta al danneggiamento da surriscaldamento in quanto i carburi in queste condizioni possono aumentare come dimensioni, diminuendo di numero e ciò causa un sensibile calo nella durezza. Le variazioni di dimensioni dei carburi vengono contrastate introducendo nell’acciaio degli elementi stabilizzatori di carburi come Cr, W, Mo e V. La loro azione si esplica in quanto devono migrare verso i carburi, al momento del loro accrescimento, non solo gli atomi di C ma anche i grossi atomi degli elementi sopra elencati; in questi termini la diffusione richiede molto tempo oppure temperature elevate. Gli acciai modificati consentono quindi di operare con elevate velocità di asportazione senza che avvengano troppo massicciamente effetti indesiderati e sono chiamati acciai rapidi. Il loro impiego è naturalmente limitato dalla durezza del materiale in lavorazione, per cui in certi casi è necessario impiegare sinterizzati che contengono carburi di W o di Ti come principale costituente e talvolta anche allumina. Questi carburi, oltre ad essere molto duri, hanno una grande stabilità ad alta temperatura che concorre ad evitare le fusioni nella parte tagliente dell’utensile e la saldatura di quest’ultimo al pezzo. Naturalmente, trattandosi di materiali altofondenti è necessario prepararli tramite la metallurgia delle polveri, che prevede la compattazione delle polveri metalliche entro uno stampo caldo e la successiva pressatura ad alta temperatura. Gli utensili attuali permettono la sostituzione della sola parte tagliente, in modo da garantire un minor costo dell’utensile ed un tempo di cambio più veloce. Questi sono gli utensili a placchette riportate realizzati per sinterizzazione di materiali duri a base di carburo di W. I processi di finitura del cilindro in esame sono in sequenza:

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• un’operazione di tornitura che asporta parecchio materiale dalla superficie laterale del pezzo grezzo di fusione (3,2mm sul raggio);

• una fresatura molto complicata che lavora il materiale per ottenere le cave elicoidali sulle quali verrà avvolto il filo tessile. Questa lavorazione è suddivisa in sgrossatura e finitura;

• infine un’operazione di lappatura per garantire un’ottima finitura superficiale delle parti metalliche a contatto con il filo tessile.

Ci si sofferma di seguito sull’analisi delle due lavorazioni principali: tornitura e fresatura. 6.1 – Tornitura In questa lavorazione il pezzo è animato di moto rotatorio intorno al proprio asse mentre l’utensile avanza a velocità costante secondo una direzione longitudinale all’asse del pezzo. In ogni operazione di tornitura è sempre possibile distinguere tre moti fondamentali che caratterizzano il processo: il moto di taglio, il moto d’avanzamento e il moto di registrazione.

Fig.6.2 – Schematizzazione dell’operazione di tornitura Il moto di taglio è rotatorio, posseduto dal pezzo e definito dalla velocità di rotazione in m/min. Il moto d’avanzamento è invece definito mediante il movimento lineare dell’utensile per ogni rotazione completa del pezzo (mm/giro).

Il moto di registrazione, infine, è impresso all’utensile in direzione perpendicolare al moto d’avanzamento e comprende tutte quelle operazioni eseguite preliminarmente al taglio con le quali la posizione dell’utensile è registrata rispetto al pezzo ed è stabilita l’entità di sovrametallo che verrà asportato durante la lavorazione. La Fig.6.3 illustra la geometria completa di un utensile, indicata secondo la convenzione europea e definita mediante gli angoli:

• γ: angolo di spoglia superiore o frontale, che determina la direzione del flusso di materiale; nelle lavorazioni di acciaio e ghise assume valori tra -6 e 6°.

• α: angolo di spoglia inferiore o dorsale, che determina il ritorno elastico in funzione della pressione di taglio; per la ghisa si adottano pochi gradi.

• β: angolo di taglio.

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Fig.6.3 – Angoli caratteristici di un utensile Fig.6.4 – Forze scambiate tra utensile e pezzo Agli elementi precedenti va aggiunto il raggio di raccordo tra i due taglienti, il cui valore è fondamentale ai fini della rugosità del pezzo lavorato. Di particolare importanza è pure il rompitruciolo, il quale evita la formazione di truciolo continuo; quest’ultimo rende difficoltoso il suo allontanamento, rischia di compromettere la finitura del pezzo lavorato e può provocare la rottura dell’utensile. La risultante R delle forze scambiate tra utensile e pezzo può essere decomposta secondo tre direzioni, come illustrato in Fig.6.5: la direzione della velocità di taglio, dando origine alla componente principale Ft, così chiamata perché assorbe interamente la potenza necessaria all’operazione; la direzione della velocità d’avanzamento, originando la componente Fa, resistenza all’avanzamento; la direzione dell’asse dell’utensile, che genera la componente Fr, detta forza di repulsione in quanto tende ad allontanare l’utensile dal pezzo. 6.2 - Fresatura Per ottenere le scanalature elicoidali sui rocchetti oggetto di tesi viene effettuata un’operazione di fresatura periferica (in Fig.6.5), che si distingue da quella frontale (in Fig.6.6) per avere l’asse dell’utensile parallelo alla superficie del pezzo. In questa lavorazione si riconoscono due moti principali: il moto di taglio, rotatorio, posseduto dall’utensile e definito mediante la velocità di taglio, ed il moto di avanzamento del pezzo. A questi si aggiunge l’avanzamento per tagliente o per dente, misurato in mm/giro. La fresatura può avvenire in opposizione (velocità di taglio e avanzamento di versi opposti) oppure in concordanza (i due parametri hanno lo stesso verso). La prima ha la caratteristica di generare un truciolo dalla classica forma a virgola, con uno spessore che aumenta progressivamente man mano che la fresa si appresta a lasciare il pezzo: ciò provoca l’usura dorsale dell’utensile e il sollevamento del pezzo dalla tavola di lavoro. Nella fresatura in concordanza, invece, c’è lo svantaggio di un’usura frontale dell’utensile e di vibrazioni; in questo caso il pezzo è schiacciato sulla tavola

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Fig.6.5 - Fresatura periferica Fig.6.6 - Fresatura frontale La traiettoria percorsa dai taglienti è una cicloide con moto tra una polare fissa ed una mobile. Inoltre la forza di taglio Ft varia ciclicamente per la variabilità dello spessore del truciolo e per il numero di denti contemporaneamente in presa: ciò porta ad una eccessiva variabilità, con conseguenti vibrazioni e peggioramento della finitura superficiale. Una soluzione è l’utilizzo di frese con taglienti elicoidali, anche se questo tipo di denti fa nascere una spinta assiale che deve essere contrastata, preferibilmente dalla parte del mandrino. [14], [19], [20] 6.3 – Lavorabilità della ghisa sferoidale La ghisa SGI è un materiale ad alta resistenza e può presentare strutture ferritiche e perlitiche, che hanno una discreta lavorabilità. La grafite nodulare conferisce a queste ghise caratteristiche paragonabili a quelle dell’acciaio, tuttavia la loro lavorabilità è a volte migliore di quella di uno stesso particolare in acciaio avente la stessa durezza Brinell.

Fig.6.7 – Variazione della velocità di taglio in funzione della durezza nel caso di utensile in metallo duro; a destra utensile con angolo di spoglia negativo

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Esiste un rapporto diretto tra la lavorabilità e la durezza della ghisa: per esempio, nel campo di durezza della ghisa grigia (130 ÷ 250HB), la variazione di pochi punti di durezza ha una grande influenza sulla velocità di taglio. Generalmente la lavorazione diviene difficoltosa per durezze superiori a 240HB in quanto la struttura contiene carburi liberi e la durata dell’utensile viene di molto ridotta. Per la lavorazione delle ghise sono raccomandati utensili in ceramica per la loro elevata durezza e resistenza all’usura, meglio se con angoli di spoglia negativi (-4° ÷ -6°) per sfruttare l’elevata resistenza a compressione della ceramica e limitare inconvenienti derivanti dalla bassa resistenza alla rottura trasversale per taglio; gli utensili con angoli di spoglia negativi sono più robusti. La velocità di taglio dipende soprattutto dalla microstruttura della ghisa sferoidale: i valori più alti si possono raggiungere lavorando un materiale privo di carburi con matrice ferritica (23 ÷ 46m/min per un utensile di acciaio e 76 ÷ 152m/min per un utensile con inserti di carburo). Con una matrice perlitica le velocità diminuiscono (13 ÷ 27m/min utilizzando un utensile in metallo e 43 ÷ 84m/min con uno in carburi), così come decrescono maggiormente per una microstruttura austenitica. Anche i trattamenti termici hanno una grande influenza sulla velocità di taglio: dopo una normalizzazione il range di velocità per un utensile in acciaio va da 9 a 21m/min, per un utensile più duro spazia da 27 a 61m/min; dopo bonifica gli intervalli di velocità sono rispettivamente di 5 ÷ 8m/min e 15 ÷ 46m/min. Gli utensili utilizzati per le ghise sferoidali non sono differenti da quelli impiegati per gli acciai di equivalente durezza: si adoperano infatti utensili ad alta velocità in acciaio legato con W, Co, V, Mo o Cr oppure in carburo cementato. Le caratteristiche di lavorabilità della superficie grezza dopo fusione sono scarse rispetto alle zone interne al materiale, anche dopo un’attenta pulitura: per questa ragione il primo taglio deve essere fatto sufficientemente in profondità. Il lubrificante è d’obbligo per qualsiasi lavorazione, in particolare per la sgrossatura sono utilizzate soluzioni di acqua chimicamente attiva. Le lavorazioni di media qualità, invece, richiedono una miscela di olio solubile e acqua, mentre per ottenere la migliore finitura superficiale si impiegano oli minerali. [18], [20] 6.4 – Lavorabilità della ghisa vermicolare Nell’operazione di asportazione di materiale nelle ghise, all’inizio l’utensile comprime il materiale sottostante creando una frattura che si propaga di fronte e al di sotto del bordo di taglio (fase a in Fig.6.8).

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Fig.6.8 - Formazione di truciolo nelle ghise e a destra i risultati di un test di foratura per una ghisa CGI confrontati con ghisa grigia e sferoidale Quando l’utensile avanza il frammento di materiale viene completamente distaccato (b) e in alcuni casi, specialmente con la ghisa grigia, un pezzo di metallo si distacca proprio di fronte all’utensile causando una temporanea perdita di contatto tra l’utensile stesso ed il pezzo in lavorazione, fino al truciolo successivo (c). Lo strappo del materiale contribuisce ad una maggiore rugosità in superficie (d). Per le ghise sferoidali la deformazione permanente è maggiore e la lacerazione di materiale minore, mentre il comportamento della ghisa vermicolare si può ritenere intermedio tra la ghisa grigia e quella sferoidale. Test di lavorabilità standardizzati che comparino la ghisa vermicolare con altre leghe sono difficilmente reperibili in letteratura. I risultati di un test di foratura, riportati nel grafico in Fig.6.8, indicano che la lavorabilità è simile a quella della ghisa sferoidale, ma con un’usura dell’utensile maggiore. La ghisa SGI e quella vermicolare differiscono sostanzialmente per la forma delle particelle di grafite: questa è favorevole per la lavorabilità perché determina una discontinuità della matrice aiutando la rottura del truciolo e la lubrificazione dell’utensile.

Capitolo 6

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Fig.6.9 – Micrografie tridimensionali della ghisa sferoidale (a sinistra) e di quella vermicolare (a destra) Nella ghisa sferoidale la grafite si trova sotto forma di sfere, visibili in nero nella micrografia in Fig.6.9, mentre nella vermicolare le particelle grafitiche appaiono allungate, orientate casualmente e con i bordi arrotondati. La forma vermicolare però si manifesta solo con una vista bidimensionale, ma una più profonda analisi con un microscopio a scansione ad elettroni mostra che i singoli vermicoli sono collegati in una complessa morfologia a forma di corallo, come mostrato nella micrografia in Fig.6.9. Assieme ai bordi arrotondati e alla superficie frastagliata e irregolare, questa morfologia a corallo garantisce un’adesione molto forte tra la grafite e la matrice di Fe. Mentre, per esempio, la superficie liscia della grafite nella ghisa grigia promuove l’iniziazione della cricca e rende quindi il materiale abbastanza debole e fragile, la forma aggrovigliata della grafite vermicolare elimina il clivaggio naturale fornendo resistenza e rigidezza. Altro parametro importante per la lavorazione è la matrice: la vita utile dell’utensile dipende in gran parte dalla microstruttura intorno alla grafite. La ferrite è la struttura più lavorabile perché possiede la minore durezza tra i costituenti e contiene Si, che se sta tra l’1 ed il 3% non dà problemi alla durata dell’utensile. La perlite, invece, è composta da lamelle alternate di fase α tenera e carburi duri ed è quindi più problematica da lavorare; se la sua struttura è fine, è anche più dura. Alti contenuti di perlite, però, non implicano necessariamente maggiore usura dell’utensile: da alcuni test di tornitura eseguiti da Dawson su ghisa vermicolare, è stato dimostrato che utilizzando utensili con inserti di carburo e velocità di taglio di 150m/min, con un range di perlite tra il 70 ed il 97,5% la vita utile inaspettatamente mostra il suo valore più alto al 75%; con una percentuale di perlite del 100% la durata dell’utensile diminuisce. Rispetto alla ghisa sferoidale, la CGI ha migliori proprietà di smorzamento delle vibrazioni e maggiore conducibilità termica, come mostrato nella Tabella 6.1 dove vengono messe a confronto diverse proprietà della ghisa vermicolare con gli altri tipi di ghisa.

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Tabella 6.1 - Confronto tra le proprietà della ghisa vermicolare e quelle di altre ghise

Proprietà Ghisa grigia (FGI)

Ghisa vermicolare (CGI)

Ghisa sferoidale (SGI)

Carico di rottura 55 % 100 % 155 % Carico di snervamento - 100 % 155 % Modulo elastico 75 % 100 % 110 % Resistenza alla fatica 55 % 100 % 125 % Durezza 85 % 100 % 115 % Capacità di smorzamento 285 % 100 % 65 % Conducibilità termica 130 % 100 % 75 %

Il grande svantaggio della CGI è però la difficoltà di lavorabilità ad alte velocità di taglio: per esempio, utilizzando un utensile PCBN (polycristalline cubic boron nitride) ad alta velocità, la sua vita utile diminuisce del 50% se si utilizza la ghisa vermicolare, in particolare nell’operazione di fresatura, lavorazione che dà gli stessi problemi al rocchetto in esame non trattato termicamente. Nella lavorazione convenzionale l’usura abrasiva è quasi costante rispetto alla temperatura, mentre quella adesiva è concentrata alle basse temperature. Quest’ultimo tipo di usura è molto pericoloso e avviene per contatto tra due superfici a livello di rugosità, condizione che determina una pressione altissima in quanto l’area di contatto è molto piccola. Ciò implica la deformazione plastica del materiale e la giunzione locale dei due materiali: questi giunti plastici sono incruditi e al movimento seguente il materiale meno duro viene usurato con asportazione di debris di notevoli dimensioni. L’usura abrasiva può avvenire tra due corpi, quando vi è il contatto tra le asperità o le particelle dure di una delle due superfici, oppure tra tre corpi, nel caso vi siano delle particelle dure intrappolate tra le due superfici; in ogni caso, questo tipo di usura avviene quando uno dei due materiali possiede una durezza superiore del 20 ÷ 30%. Nel caso si stia lavorando un materiale duttile possono avvenire l’aratura, deformazione di materiale senza asportazione, oppure il microtaglio, nel quale l’usura è massima ed il materiale è rimosso completamente. Alcuni test di usura pin-on-disc hanno confrontato il comportamento all’usura abrasiva della CGI rispetto alla ghisa grigia: è interessante notare come per valori di durezza equivalente la vermicolare mostra un’usura abrasiva minore del 33%, mentre quella adesiva è superiore del 15% e questo spiega la grande diminuzione di vita utile degli utensili a minori temperature, tipiche della fresatura. Dai diagrammi presentati in Fig.6.10 è visibile la grande differenza di durata dell’utensile tra la ghisa grigia e quella vermicolare.

Capitolo 6

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Fig.6.10 - Comparazione della vita utile dell’utensile tra la ghisa grigia e quella vermicolare in funzione di diversi materiali di taglio, per la fresatura (milling) e la tornitura (turning) Una spiegazione valida è la formazione di uno strato protettivo sul bordo di taglio dell’utensile che lavora la ghisa grigia. Per dimostrare questa ipotesi, A.Sahm, E.Abele e H.Schulz [28] hanno eseguito dei test di lavorazione a velocità crescenti: 10, 100, 400 e poi 800 m/min sia sulla ghisa vermicolare che sulla grigia. Fino a 100m/min non è stata riscontrata nessuna differenza sui bordi di taglio degli utensili, ma dai 400m/min in avanti è possibile notare uno strato particolare sul bordo dell’utensile che ha lavorato la ghisa grigia, strato che diventa più marcato per la velocità di 800m/min, mentre sull’utensile usato per la vermicolare non è stata riscontrata alcuna formazione di nuovi fenomeni. Con una profonda analisi (microscopia atomica, diffrattometria e spettrometria ai raggi X), i ricercatori hanno trovato Mn e S sullo strato dell’utensile che aveva lavorato la FGI: si tratta quindi di uno strato di solfuro di Mn dello spessore di 3-4µm che abbassa le temperature di lavoro funzionando come un lubrificante e agisce con un’azione protettiva tra l’utensile ed il materiale, tanto che la vita utile dell’utensile cresce aumentando le velocità di taglio; con l’incremento di queste, infatti, lo strato di MnS cresce e aumenta di densità.

Fig.6.11 - Si noti la differenza sul bordo di taglio di un utensile che ha lavorato la ghisa grigia (a sinistra) e di quello che ha operato sulla ghisa vermicolare (a destra)

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La ragione di questo fenomeno è da ricercarsi nella composizione del materiale: oltre alla diversità nella forma della grafite e nelle proprietà del materiale, la differenza principale risiede nel contenuto di S. La ghisa grigia contiene lo 0,08 ÷ 0,12% in S, mentre la ghisa vermicolare, dato che le sue particelle di grafite sono stabili solo per bassi tenori di O e S, le percentuali di quest’ultimo elemento vanno da 0,005 a 0,025%. Nella ghisa grigia lo S reagisce con il Mn creando inclusioni di solfuro di Mn che sono generalmente più piccole di 10µm: queste sono morbide e malleabili e quindi possono lubrificare e generare uno strato protettivo sul bordo di taglio dell’utensile. A differenza della ghisa grigia, quella vermicolare è prodotta aggiungendo Mg al bagno liquido e poiché questo è un forte costituente di solfuri, le inclusioni di solfuro di Mg si formano più facilmente delle inclusioni di solfuro di Mn. Per confermare questa teoria è stato lavorata una ghisa grigia desolforata: la vita utile dell’utensile decresce in maniera notevole quando lo S è diminuito dai valori classici a quelli propri della ghisa CGI (0,008%). Alcuni grandi produttori di autoveicoli come Ford e Audi hanno studiato l’utilizzo di utensili al diamante, che hanno le maggiori proprietà meccaniche, in particolare massima durezza e resistenza a compressione. Gli utensili PCD (polycristalline diamond) hanno anche un’alta conducibilità termica. Per la tornitura questo tipo di utensile rivela una maggiore vita utile, anche di venti volte superiore rispetto al PCBN. Il problema è che a temperature maggiori di 700°C inizia un fenomeno di grafitizzazione che si manifesta ai bordi grano: viene quindi usato solo a basse temperature o necessita di un sistema di raffreddamento criogenico per lavorare a temperature critiche. Anche gli utensili cubic boron nitride necessitano comunque di un ottimo raffreddamento, in quanto per elevate temperature (700°C) e velocità di taglio possono verificarsi una maggiore sensibilità all’ossidazione dell’utensile e fenomeni di interdiffusione di elementi costitutivi dal metallo all’utensile e viceversa. Oltre alla strato protettivo non presente sulla ghisa vermicolare, quindi, la ragione della maggiore usura è da ricercarsi in questi fenomeni, a cui si aggiunge il fatto che le temperature raggiunte con la CGI sull’estremità dell’utensile (900°C) sono ben maggiori di quelle rilevate su di un utensile che stia lavorando la ghisa grigia (700°C). La soluzione tecnica per lavorare la vermicolare con una velocità di taglio tra i 400 e gli 800m/min sarebbe quella di addizionare un lubrificante solido alla ghisa, ma ciò è praticamente impossibile o utilizzare una punta tagliente più dura per resistere all’usura abrasiva, ma questa tecnologia non è ancora disponibile: a causa dell’assenza di MnS nella ghisa vermicolare, una lavorazione economica a taglio continuo ad elevate velocità non è infatti possibile con gli utensili attuali, anche se le ricerche hanno dimostrato che utilizzando un utensile con inserti di carburo e velocità tra i 100 e i 120m/min, la vita utile si può ritenere accettabile. Per compensare la diminuzione di

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produttività dovuta alle velocità di taglio minori, il numero di inserti va incrementato, come mostrato in Fig.6.12. In generale, gli utensili a inserti multipli si sono rivelati soddisfacenti sia per la sgrossatura che per la finitura. Il concetto è quello di scaglionare gli inserti: alcuni scavano in profondità mentre gli altri praticano un taglio superficiale: questo metodo consente di proteggere gli inserti finali e permette all’utensile di mantenere la geometria e la rotondità richieste. Fig.6.12 – Utensile multi-inserto in lavorazione su blocco cilindri in CGI L’alternativa consiste nel lavorare a basse velocità ma con consistenti feed rate (avanzamento in m/min). Riguardo all’influenza che gli elementi di lega hanno sulla lavorabilità, quelli che formano carburi, come il Cr ed il Ti, hanno un’importanza decisiva: il Ti, generalmente presente nella ghisa in tenori dallo 0,005 allo 0,02%, forma carbonitruri che sono più duri del materiale di taglio. Le conseguenze sono facilmente immaginabili: un aumento dallo 0,01 allo 0,02% di Ti in una ghisa vermicolare, infatti, porta ad una diminuzione della vita utile dell’utensile del 50%, mentre per valori più alti il materiale non è più nemmeno lavorabile. L’aggiunta di Cr, Ti, Mn, B, Cu, Mo e N per migliorare le proprietà meccaniche fornisce soluzioni solide che induriscono la ferrite, ma diminuiscono naturalmente la lavorabilità. Un elemento pericoloso è il P, in quanto se presente in quantità superiori allo 0,15% fa decrescere sensibilmente la vita utile dell’utensile. [21], [22], [23], [24], [25], [26], [27]

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Capitolo 7 Prove ed analisi effettuate 7.1 - Analisi della microstruttura e test di durezza Per caratterizzare in maniera approfondita i due tipi di materiale, è stato eseguito un taglio orizzontale a circa metà altezza del rocchetto non trattato e di quello ricotto e sono stati poi estratti tre campioni da entrambi i cilindri. Questi sono stati presi negli stessi punti e la scelta è stata fatta in modo da avere la maggiore variabilità possibile per quanto riguarda gli spessori: per ogni cilindro si è ottenuto infatti un campione con spessore fine, uno con spessore medio e uno con spessore elevato, come visibile in Fig.7.1. Per ogni campione sono stati eseguiti test di durezza, microdurezza e analisi della struttura al microscopio, effettuando più misurazioni su tutta la superficie. In particolare si è scelto di distinguere i rilevamenti nella zona periferica del cilindro (contrassegnata con la lettera E = esterno), in quella centrale (C) e nella zona interna (I).

Fig.7.1 - Rocchetto as-cast e sua sezione e a destra in alto i tre campioni trattati, in basso i corrispondenti non trattati 7.1.1 - Microstruttura del materiale non trattato I tre campioni sono stati analizzati al microscopio utilizzando sempre un ingrandimento a 100x. La struttura osservabile è la matrice ferritica, visibile in Fig.7.2 come la porzione bianca in cui è annegata la grafite. Sono poi state ottenute varie micrografie nelle diverse aree (esterno, centro e interno).

E C I E

C

I

Capitolo 7

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Analisi della grafite Per esaminare le micrografie è stato utilizzato il software di analisi d’immagine Image-Pro 6.2, in grado di fornire per ogni singolo sferoide l’area, il diametro medio, la rotondità, la densità di area occupata rispetto al totale e molti altri parametri. Il calcolo della percentuale di grafite viene effettuato dal software in questo modo: esso riconosce gli oggetti scuri presenti nella micrografia e ne calcola l’area, la quale rapportata all’area totale permette di risalire alla percentuale degli oggetti scuri, ovvero della grafite. E’ importante mantenere sempre la stessa tonalità di luce per tutte le micrografie, ma anche in questo caso il software facilita l’uniformità di condizioni garantendo la stessa esposizione di luce per tutte le immagini. Fondamentale è anche la regolazione dei filtri di acquisizione; i parametri principali per il calcolo della grafite sono stati così impostati:

- Area da 0 a 107 µm2; - Per area (rapporto tra l’area dell’oggetto e l’area totale) da 0 a 1; - Rotondità da 0 a 107; - Diametro medio da 5 a 107

µm. La normativa di riferimento per la valutazione della grafite, impone che il diametro minimo accettato per gli sferoidi sia d > 10µm. In particolare è stato osservato che, dopo aver analizzato la grafite presente in sezioni sottili di ghisa sferoidale, utilizzando ingrandimenti a 100x e 200x e scartando prima diametri inferiori a 5µm e poi 10µm, il limite corretto da utilizzare fosse 5µm. Osservando le distribuzioni del numero di noduli per spessore ed eliminando diametri inferiori a 10µm, si osserva un errore nella valutazione della grafite. In particolare negli spessori più sottili il numero di noduli sarebbe inferiore rispetto a quello evidenziato per spessori maggiori. Accettando invece tutti i noduli rilevati dall’analisi d’immagine si introdurrebbe un errore nella valutazione della grafite; è quindi stato scelto come diametro accettabile 5µm.

Fig.7.2 - Micrografie del campione di medio spessore per (da sinistra verso destra) la zona esterna, quella centrale e quella interna Come mostrato in Fig.7.2, si nota che in tutti i campioni per spessori elevati si hanno grandi diametri medi degli sferoidi ma una minore densità di questi sull’area analizzata. Nelle stesse condizioni, i vermicoli sono in grande quantità

Prove ed analisi effettuate

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e di grosse dimensioni: la ghisa infatti da sferoidale tende al vermicolare in quanto la velocità di raffreddamento è più lenta. Al contrario, negli spessori sottili si trova una fitta distribuzione di sferoidi ma di piccole dimensioni e una minore quantità di vermicoli: se la velocità di raffreddamento cresce, la ghisa è maggiormente sferoidale. Questo risultato è uniforme per tutti i provini analizzati e si vedrà lo stesso risultato anche nel materiale trattato: è evidente che al diminuire della velocità di raffreddamento, la grafite da sferoidale comincia a degenerare in vermicolare. Le micrografie eseguite dimostrano che la geometria del provino influenza fortemente la distribuzione, il tipo e la dimensione della grafite: si osserva che nelle sezioni fini la nucleazione è favorita dall’elevata velocità di raffreddamento (elevato numero di noduli) mentre l’accrescimento è molto ridotto, quindi negli spessori sottili si trovano un numero di noduli elevato e di diametro piccolo mentre negli spessori grossi pochi sferoidi e di diametro maggiore. Questo è ben osservabile nelle micrografie in Fig.7.2: all’esterno e al centro, dove lo spessore del provino è elevato, si notano infatti particelle grafitiche di maggiori dimensioni ma più disperse, mentre all’interno, dove lo spessore diminuisce, gli sferoidi sono piccoli ma distribuiti in maniera fitta. Dopo aver calcolato la grafite totale, è stato possibile calcolare anche quella sferoidale; il metodo seguito è il medesimo, ma in questo caso il filtro sulla rotondità deve essere impostato con un minimo a 0 ed un massimo ad 1,5. Questo valore è stato scelto seguendo degli studi eseguiti da Stefanescu circa la valutazione degli sferoidi, il quale fissa il limite di rotondità R < 2. Dopo alcune prove con il programma di analisi d’immagine, è stato preferito il valore di 1,5. Dopo l’elaborazione di tutti i dati raccolti, i risultati finali sono i seguenti:

- Grafite totale media 9,4%; - Grafite sferoidale media 3,5%.

Per quanto riguarda invece la distribuzione media della grafite totale e di quella sferoidale lungo il diametro (zona esterna, centrale e interna) del cilindro non trattato, sono interessanti i diagrammi di Fig.7.3. GRAFITE TOTALE GRAFITE SFEROIDALE

Fig.7.3

Capitolo 7

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Analisi della perlite Un attacco chimico con nital al 2% per dodici secondi ha permesso di evidenziare la microstruttura perlitica e di conteggiare l’area occupata dalla grafite totale più la perlite, cosa che ha consentito di ottenere quest’ultima tramite una semplice differenza. Il metodo per il calcolo dell’area è identico a quello utilizzato per la grafite e pure i filtri di acquisizione sono gli stessi. In questo modo le micrografie ottenute hanno permesso di determinare una percentuale di perlite media pari a 4,8%.

Fig.7.4 - Micrografie del campione di medio spessore dopo attacco con nital per (da sinistra verso destra): la zona esterna, quella centrale e quella interna

Fig.7.5 - Distribuzione della perlite lungo il diametro e a destra ingrandimento di un'isola perlitica Per quanto riguarda la distribuzione di questa microstruttura lungo il diametro del cilindro, è stato elaborato il diagramma in Fig.7.5. Come confermato anche dalle micrografie in Fig.7.4, la maggiore concentrazione di perlite si ha nel centro mentre è di gran lunga minore all’interno.

Prove ed analisi effettuate

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Si elencano tutte le percentuali calcolate nel materiale non trattato per i tre campioni: Tabella 7.1 - Campione A (sottile) Esterno Centro Interno Media Grafite totale 8,9 9,4 10,1 9,5 Grafite sferoidale

4,3 4,3 4,8 4,5

Perlite 5,3 3,6 2,3 3,7 Tabella 7.2 - Campione B (medio) Esterno Centro Interno Media Grafite totale 10,2 10,6 9,3 10 Grafite sferoidale

3,2 2,9 6,2 4,1

Perlite 3,6 6,6 0,9 3,7 Tabella 7.3 - Campione C (spesso) Esterno Centro Interno Media Grafite totale 10 9,9 5,9 8,6 Grafite sferoidale

1,8 1 3 1,9

Perlite 6,9 11 2,8 6,9 In conclusione il pezzo non sottoposto a trattamento termico mostra le seguenti percentuali medie:

• grafite totale 9,4%; • grafite sferoidale 3,5%; • perlite 4,8%.

7.1.2 - Microstruttura del materiale trattato Il procedimento seguito è identico a quello per il materiale non trattato. Anche in questo caso la matrice è ferritica. Analisi della grafite Utilizzando lo stesso metodo di calcolo e impostando i filtri d’acquisizione dati sui medesimi valori, rispettivamente per la grafite totale e per quella sferoidale, si ottengono le seguenti percentuali:

- Grafite totale media 12,7%; - Grafite sferoidale media 5,7%.

Capitolo 7

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Fig.7.6 - Micrografie del campione di medio spessore per (da sinistra verso destra) la zona esterna, quella centrale e quella interna Anche in questo caso valgono le considerazioni fatte per il pezzo non trattato, cioè che negli spessori sottili (zona interna) si trovano un numero di noduli elevato e di diametro piccolo mentre negli spessori grossi (esterno e centro) pochi sferoidi e di diametro maggiore. La distribuzione della grafite media sui vari diametri (zona esterna, centrale e interna) del materiale trattato è mostrata in Fig.7.7.

GRAFITE TOTALE GRAFITE SFEROIDALE

Fig.7.7 Analisi della perlite Dopo un attacco con nital al 2% sui campioni trattati, si evince che la perlite è completamente assente nel materiale ricotto. Si elencano di seguito tutte le percentuali calcolate nel materiale trattato per i tre campioni: Tabella 7.4 - Campione A (sottile) Esterno Centro Interno Media Grafite totale 15,8 15,6 16,5 16 Grafite sferoidale

7,3 6,4 5,9 6,5

Perlite 0 0 0 0

Prove ed analisi effettuate

- 133 -

Tabella 7.5 - Campione B (medio) Esterno Centro Interno Media Grafite totale 11,9 12,1 10,6 11,5 Grafite sferoidale

4,7 4,5 7,5 5,5

Perlite 0 0 0 0 Tabella 7.6 - Campione C (spesso) Esterno Centro Interno Media Grafite totale 11,9 11,5 8,8 10,7 Grafite sferoidale

5,2 4,1 5,5 4,9

Perlite 0 0 0 0 In conclusione il pezzo sottoposto a trattamento termico mostra le seguenti percentuali medie:

• grafite totale 12,7%; • grafite sferoidale 5,7%; • perlite 0%.

A livello di microstruttura si individua quindi una prima differenza nell’assenza di perlite nella ghisa trattata, la quale ha anche un tenore di grafite leggermente maggiore. Dalle analisi effettuate al microscopio SEM non sono stati rilevati carburi all’interno della matrice della ghisa in esame, sia per quella trattata che per l’altra. 7.1.3 - Dimensione del grano cristallino Questa interessante analisi è stata eseguita applicando la designazione standard ASTM E112-96, che permette di determinare la dimensione media del grano attraverso il metodo dell’intercetta: questa è definita come l’intersezione di una linea con un bordo grano. Sono state prese dodici micrografie a 100x per ogni campione dopo un attacco chimico per evidenziare i bordi grano e sono stati tracciati dei segmenti con il software Image-Pro 6.2, con l’accortezza di non intersecare particelle grafitiche. Sono stati poi contati i grani intercettati dal segmento e infine è stata calcolata la dimensione media del grano dividendo la lunghezza del segmento per il numero di grani trovati.

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Secondo la normativa il numero minimo di grani contati per ogni micrografia deve essere almeno pari a cinquanta, limite al di sotto del quale la precisione

diminuisce notevolmente. E’consigliabile inoltre far originare e terminare il segmento in coincidenza di bordi grano; un’intercetta tangente ad un grano viene contata come un grano intero, mentre un’intercetta coincidente con la giunzione tra tre grani è valutata 1,5. Fig.7.8 – Calcolo del grano cristallino

Il risultato ottenuto evidenzia che non ci sono differenze rimarchevoli nella dimensione del grano: per il materiale non trattato questo è pari a 31µm, per quello trattato è di 30µm. In entrambi i casi, è stato rilevato un grano più grosso nella parte centrale del campione, mentre un grano più piccolo è stato riscontrato nella zona interna, dove la velocità di raffreddamento è maggiore. 7.1.4 - Spazio intergrafitico Con l’utilizzo della formula di Seher (7.1) è stata calcolata distanza media fra le particelle di grafite: (7.1) dove d è il diametro medio in µm dell’elemento grafitico calcolato tramite software, mentre N è il numero di particelle di grafite su mm². In questo caso è stato adottato un metodo statistico sulla grafite totale, quindi sia vermicolare che sferoidale, con una raccolta di dati effettuata su nove micrografie per ogni campione. Il calcolo è stato effettuato su immagini con ingrandimento a 100x e con i seguenti filtri:

• area: 0 ÷ 107 µm2;

• diametro medio 5 ÷ 107 µm;

• per area 0 ÷ 1; • rotondità 0 ÷ 107.

E’ stato trovato uno spazio intergrafitico quasi identico per entrambi i materiali. Questo studio è proprio delle ghise sferoidali mentre in questa ghisa troviamo

Prove ed analisi effettuate

- 135 -

una morfologia della grafite interconnessa a corallo analizzata in due dimensioni; il risultato però si può ritenere interessante: anche in questo caso quindi la differenza tra le due ghise non è rilevante. E’ significativo notare che lo spazio intergrafitico diminuisce all’aumentare del numero di noduli: negli spessori più fini, infatti, c’è un maggior numero di sferoidi e qui si riscontrano i minori valori di λG. 7.1.5 - Prove di durezza Dopo aver eseguito le analisi micrografiche, gli stessi campioni sono stati utilizzati per eseguire i test di macrodurezza HV30. Il criterio di misurazione è stato lo stesso della cattura delle immagini: sono state effettuate prove di durezza in varie zone del campione ottenendo un valore medio per il materiale trattato di 129HV e una durezza leggermente maggiore per quello non trattato: 136HV. Per entrambi i pezzi non ci sono state grandi differenze tra il valore massimo e quello minimo. Le prove di microdurezza sono state eseguite sulla ferrite con un carico di 50g (HV0.05), eccetto che nel test sulla parte interna del campione più fine: qui è stato impossibile trovare una zona ferritica da testare con il penetratore da 50g a causa della fitta distribuzione di piccoli sferoidi e si è quindi fatto ricorso a quello da 10g. Sono state effettuate diciotto misurazioni per ogni campione: sei all’esterno, sei nella zona centrale e sei all’interno. Come risultato finale, anche in questo caso il valore maggiore in media è stato raggiunto dal materiale non trattato: 199HV contro 189HV del pezzo trattato. La differenza comunque è minima, in quanto con un penetratore da 50g un delta di 10HV è praticamente trascurabile, dato che è molto facile che il risultato sia influenzato da elementi di grafite sottostanti la superficie che si va a testare. Da rilevare il fatto che i valori maggiori in entrambi i casi si hanno per il campione più spesso e in particolare nella zona interna I. Nella ghisa non trattata la durezza della perlite ha dato un valore medio di 370HV. 7.2 - Studio sulla distribuzione delle particelle di grafite Dopo aver rilevato dalle micrografie una forte disomogeneità della grafite, sia per quanto riguarda la sua distribuzione all’interno della ghisa, sia per quanto concerne la sua dimensione, è stato avviato uno studio basato sulla raccolta di informazioni riguardanti la densità delle particelle di grafite, cioè la loro quantità per unità di area, e l’area media delle stesse.

Capitolo 7

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Da cinquantaquattro micrografie si è potuto ricavare una consistente mole di dati, che sono stati elaborati in Excel per fornire la distribuzione della densità della grafite in funzione di vari range di area.

Fig.7.9 – Campioni analizzati Lo studio è stato dapprima focalizzato sul confronto del materiale prima e dopo il trattamento per diversi spessori. In particolare sono state identificate tre categorie di spessore: fine, medio e grosso. SPESSORE FINE (2,6 ÷ 3,9mm) Campione A – zona esterna Densità di particelle di grafite su mm² nel materiale non trattato: 376 nel materiale trattato: 243

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

< 50

50-1

00

100-

200

200-

400

400-

800

800-

1600

1600

-320

0

3200

-640

0

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.10 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area

A C

ESTERNO

INTERNO

B T NT

Prove ed analisi effettuate

- 137 -

Campione A – zona centrale Densità di particelle di grafite su mm² nel materiale non trattato: 349 nel materiale trattato: 214

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.11 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area SPESSORE MEDIO (6,1 ÷ 7,8mm) Campione B – zona interna Densità di particelle di grafite su mm² nel materiale non trattato: 454 nel materiale trattato: 809

0

204060

80100

120

140160

180200220

240

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.12 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area

Capitolo 7

- 138 -

Campione C – zona interna Densità di particelle di grafite su mm² nel materiale non trattato: 411 nel materiale trattato: 672

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

200

220

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.13 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area Campione A – zona interna Densità di particelle di grafite su mm² nel materiale non trattato: 341 nel materiale trattato: 403

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.14 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area

Prove ed analisi effettuate

- 139 -

Campione B – zona centrale Densità di particelle di grafite su mm² nel materiale non trattato: 274 nel materiale trattato: 368

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.15 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area SPESSORE GROSSO (18,4 ÷ 19,3mm) Campione B – zona esterna Densità di particelle di grafite su mm² nel materiale non trattato: 286 nel materiale trattato: 323

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Capitolo 7

- 140 -

Fig.7.16 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area Campione C – zona esterna Densità di particelle di grafite su mm² nel materiale non trattato: 296 nel materiale trattato: 285

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.17 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area Campione C – zona centrale Densità di particelle di grafite su mm² nel materiale non trattato: 237 nel materiale trattato: 273

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.18 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area

Prove ed analisi effettuate

- 141 -

Le elaborazioni non hanno però portato ad un risultato omogeneo e si è scelto allora di confrontare le due ghise basandosi sulle differenze di spessore presenti all’interno di ogni singolo campione, in quanto sono proprio le variazioni di spessore che portano ad avere distribuzioni e dimensioni della grafite notevolmente differenti anche a distanza di pochi mm. Si riportano i risultati relativi alle massime differenze di spessore rilevate sullo stesso campione, prima e dopo il trattamento. Campione A (∆ massimo 3,7mm) Zona di minimo spessore: centrale (2,6mm)

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.19 Zona di massimo spessore: interna (6,3mm)

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.20 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area

Capitolo 7

- 142 -

Campione B (∆ massimo 12,3mm) Zona di minimo spessore: interna (6,1mm)

0

204060

80100

120

140160

180200220

240

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.21 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area Zona di massimo spessore: esterna (18,4mm)

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.22 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area

Prove ed analisi effettuate

- 143 -

Campione C (∆ massimo 13,1mm) Zona di minimo spessore: interna (6,2mm)

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

200

220

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.23 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area Zona di massimo spessore: esterna (19,3mm)

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

> 6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.24 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area

Capitolo 7

- 144 -

Anche questo studio non mostra una particolare tendenza dell’una o dell’altra lega, presentando invece valori molto differenti, come dimostrano i dati nelle tabelle. Tabella 7.7 – Numero di particelle di grafite

Tabella 7.8 – Area media delle particelle grafitiche I risultati sono di difficile interpretazione e mettono in risalto la difficoltà dello studio.

Particelle di grafite Non trattato Trattato

A - ext 1684 1090

A - cen 1562 960

A - int 1528 1806

B - ext 1283 1448

B - cen 1229 1647

B - int 2034 3625

C - ext 1327 1276

C - cen 1061 1222

C - int 1841 3008

Area media (µm2)

Non trattato Trattato

A - ext 224 600

A - cen 250 675

A - int 276 375

B - ext 325 334

B - cen 354 303

B - int 196 125

C - ext 310 380

C - cen 371 387

C - int 135 125

Prove ed analisi effettuate

- 145 -

7.3 – Prove di trazione Al fine di caratterizzare i due tipi di materiale, sono stati preparati degli appositi provini in accordo con la norma EN10002: i campioni cilindrici sono stati realizzati con una lunghezza calibrata di 50mm ed un diametro di 9mm. Prima del test ogni provino è stato marcato con la lunghezza iniziale di 45mm mediante piccole incisioni che non costituiscono intaglio; la velocità della prova è stata impostata su 1mm/min. Posizionato il provino tra le estremità della macchina, questo viene portato a rottura dal continuo aumento di carico. Per stabilire l’allungamento percentuale, i due spezzoni della provetta vengono riavvicinati con cura in modo che i loro assi rappresentino il prolungamento l’uno dell’altro. Anche il diametro finale è stato misurato mediante un calibro centesimale per poter così calcolare l’area finale e quindi la strizione. Le prove sono state eseguite su quattro campioni per ogni ghisa e tramite un estensimetro è stato possibile rilevare il carico di snervamento, quello di rottura, l’allungamento percentuale, il modulo elastico e la strizione, ottenendo però valori molto simili tra il trattato ed il non trattato, come indicato in Tabella 7.9. Tabella 7.9 – Risultati del test di trazione

σSN (MPa) σR (MPa) E (GPa) A% Z% Non trattato 220 302 140 5,7 4,2 Trattato 226 302 156 5,7 3,6

0

50

100

150

200

250

300

350

0.0 1.0 2.0 3.0 4.0 5.0 6.0 7.0 8.0

Deformazione

Sfo

rzo

(MP

a)

NTT

Fig.7.25 - Grafico sforzi-deformazioni dei due materiali

Capitolo 7

- 146 -

Come nell’analisi precedente sui campioni ricavati direttamente dai cilindri, anche sui provini di trazione sono stati effettuati gli stessi studi: percentuali di grafite e perlite, spazio intergrafitico, durezze e microdurezze. Dal materiale eccedente del getto dei provini di trazione sono stati poi estratti dei campioni per analisi micrografiche, con l’accortezza di mantenere le stesse posizioni per lo studio del trattato e del non trattato mediante un sistema di coordinate. In questo caso, data l’omogeneità della geometria e della sezione dei campioni, dell’alimentazione del metallo liquido, garantita da abbondanti materozze, e della velocità di raffreddamento, è stato possibile confrontare in maniera diretta i due materiali, senza che la complicazione della geometria del rocchetto e le frequenti variazioni di spessore dello stesso potessero influire sui risultati finali. Con l’utilizzo del microscopio e del software Image-Pro 6.2, è stato possibile rilevare che la ghisa non trattata ha una percentuale di grafite leggermente maggiore: il 10,1% contro l’8,4% della ghisa trattata. Dopo un attacco chimico con nital al 2%, è stata confermata l’assenza della perlite nel trattato e una presenza dell’8% nel materiale as-cast, valore in linea con quello ricavato dal cilindro non trattato nella sua sezione più ampia. Infine varie prove di micro e macrodurezza hanno confermato valori paragonabili tra i due materiali, con una macrodurezza leggermente superiore nel non trattato. In tabella 7.10 sono riassunte le varie prove effettuate con carichi crescenti; le microdurezze con carichi molto bassi sono state eseguite per avere la massima certezza di andare a testare solamente la matrice ferritica, senza includere perlite o grafite. Tabella 7.10 – Risultati dei test di durezza

HV0.01 HV0.05 HV0.5 HV1 HV5 HV20 HV30 Non trattato

262 245 159 140 141 135 138

Trattato 272

250 157 151 132 130 131

Pure il calcolo dello spazio intergrafitico ha dato risultati molto simili: 18,6µm per il non trattato e 18,7µm per l’altro. Fino a questo punto, quindi, non sono state rilevate differenze sufficienti che possano spiegare la diversa lavorabilità dei materiali. E’ stato avviato allora un nuovo studio, basato sulla raccolta di informazioni riguardanti la densità delle particelle grafitiche, cioè la loro quantità per unità di area, e la dimensione (area) delle stesse. Sempre grazie al software, è stato possibile analizzare le molte micrografie e ricavare una consistente mole di dati, elaborati poi in Excel per fornire la distribuzione della densità della grafite in funzione di vari range di area.

Prove ed analisi effettuate

- 147 -

I filtri utilizzati per l’acquisizione sono stati impostati in questo modo: - Area da 20 a 107

µm2; - Per area (rapporto tra l’area dell’oggetto e l’area totale) da 0 a 1; - Rotondità da 0 a 107; - Diametro medio da 5 a 107

µm. Nelle micrografie le particelle grafitiche a cavallo dei bordi immagine sono state escluse dal conteggio. I grafici riportati nelle Fig.7.26, 7.27 e 7.28 si riferiscono rispettivamente a tre differenti zone del getto: “up” alla parte più vicina alle materozze, e poi “centro” e “down” a scendere verso il basso. UP (zona materozze) Fig.7.26 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area

0

20

40

60

80

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Capitolo 7

- 148 -

CENTRO

0

20

40

60

80

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Fig.7.27 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area DOWN

Fig.7.28 - Densità di particelle di grafite su mm² per vari range di area

0

20

40

60

80

< 50

50-100

100-200

200-400

400-800

800-1600

1600-3200

3200-6400

Intervalli area [um2]

Par

ticel

le d

i gra

fite

/ mm

2 NT

T

Prove ed analisi effettuate

- 149 -

Si può notare come in generale il non trattato abbia più particelle di grafite per i vari intervalli di area; ciò è confermato sia dalle statistiche riassunte nella Tabella 7.11, che da un esame visivo delle micrografie in Fig.7.29. Tabella 7.11 – Risultati delle analisi sulla grafite

Fig.7.29 – Micrografia del non trattato a sinistra e del ricotto a destra: si notano le differenze di quantità e dimensione delle particelle di grafite tra un materiale e l’altro

UP CENTRO DOWN Particelle di grafite NT 1768 1738 1718 T 1477 1647 1645 Area media particelle (µm2) NT 335 315 304 T 258 300 287 Percentuale di grafite (%) NT 11 9.8 9.6 T 7 9.2 9.4 Densità media particelle (1/mm2) NT 296 291 288 T 247 276 275

Capitolo 7

- 150 -

7.4 – Prove di fatica La caratterizzazione dei due materiali viene approfondita con l’analisi sulla propagazione della cricca. Le normative di riferimento sono la ASTM E647-05 e la ISO 12108 e i provini utilizzati hanno una lunghezza di 130mm, uno spessore di 15mm e un’altezza di 30mm e sono intagliati con una forma a V (per una profondità di 2,5mm e una larghezza d’intaglio di 1,2mm) e precriccati. Il provino è sollecitato a fatica flessionale in tre punti, come visibile in Fig.7.30.

Fig.7.30 – Schema e immagini della prova di fatica Sperimentalmente i dati sulla propagazione di una cricca possono essere ricavati mediante l’utilizzo di un provino intagliato e precriccato sottoposto a carichi ciclici; la cricca viene misurata durante la prova e viene calcolata la velocità di propagazione come: v (7.2) con a lunghezza della cricca ed N numero di cicli. In Fig.7.31 è possibile osservare il tipico andamento delle curve a-N; la velocità di propagazione è rappresentata dalla tangente alla curva. In caso di

sollecitazione a carico costante la velocità di propagazione cresce al crescere della dimensione della cricca. Invece se si considerano difetti della stessa dimensione, la velocità di propagazione aumenta al crescere del carico applicato. Fig.7.31 - Effetto della lunghezza della cricca e del livello di sforzo sulla velocità di propagazione della cricca

Sono state elaborate espressioni teoriche o empiriche per esprimere la velocità di propagazione della cricca in relazione ai parametri di sollecitazione e alla

dN

da=

Prove ed analisi effettuate

- 151 -

lunghezza del difetto. Alcuni autori identificano questa legge ad una semplice legge di potenza: (7.3) Frost e Weibull hanno proposto modelli di questo tipo con il valore m compreso tra 2 e 7 ed n compreso tra 1 e 2. Paris ha teorizzato che la propagazione stabile della cricca sia funzione del fattore di intensità degli sforzi, mediante la legge (7.4): (7.4) dove m e C sono costanti dipendenti dal materiale, dalla temperatura, dal rapporto di sollecitazione R, pari al rapporto tra σmin e σmax. ∆K è invece calcolato come:

aK ⋅⋅⋅= πσβ maxmax ][ mMPa (7.5)

aK ⋅⋅⋅= πσβ minmin ][ mMPa (7.6)

aKKK ⋅⋅∆⋅=−=∆ πσβminmax ][ mMPa (7.7) Sperimentalmente si è osservato che la velocità di propagazione della cricca è influenzata dal rapporto di carico R. Sono stati poi effettuati studi per valutare se sia maggiore l’influenza del valore di ∆K o di Kmax. Molti autori considerano che entrambi i parametri possono caratterizzare l’avanzamento; nel caso si abbia R pari a zero, ∆K coincide con Kmax , mentre per R non nullo si debbono valutare entrambi. Il fenomeno della rottura a fatica può essere diviso in tre fasi (Fig.7.32): la prima (I) è caratterizzata da velocità di propagazione molto basse ed in particolare esiste un valore di soglia, detto ∆K di threshold al di sotto del quale non si riscontra avanzamento della cricca. La norma ASTM E 647 definisce il livello di soglia come il valore asintotico di ∆K per il quale da/dN tende a zero. Per la maggior parte dei materiali è possibile dare una definizione operativa,

sebbene arbitraria, del ∆Kthreshold come il ∆K che corrisponde ad una velocità di propagazione della cricca pari a 10-10 m/ciclo. Fig.7.32 – Le tre fasi della rottura a fatica

nmadN

da σ∝

mKCdN

da ∆⋅= ][ ciclomm

Capitolo 7

- 152 -

E’ stato dimostrato che il ∆Kth dipende fortemente dal rapporto R tra le sollecitazioni cicliche minime e massime, probabilmente a causa di fenomeni di non perfetta chiusura della cricca a carichi minimi. Il valore di soglia risulta anche influenzato dal tipo di atmosfera, infatti un’atmosfera ossidante provoca un incremento di tale valore. C’è poi una fase di propagazione stabile (II): la cricca dopo la nucleazione propaga per qualche grano seguendo la direzione del piano di scorrimento, poi cambia orientamento propagando perpendicolarmente alla direzione di carico.

Fig.7.33 - Direzione di propagazione della frattura a fatica e a destra striature su una superficie di frattura Nel secondo stadio la superficie di frattura mostra delle linee, note come striature, che indicano la posizione del fronte della cricca ad ogni ciclo di carico. Il fenomeno delle striature può essere spiegato mediante lo scorrimento dell’apice della cricca durante la propagazione con conseguente arrotondamento (blunting) del fronte della cricca in seguito a deformazione plastica (Fig.7.34). Inizialmente la cricca ha un apice acuto con elevata concentrazione degli sforzi (fase a), vi è quindi uno scorrimento lungo piani a 45° (fase b). A causa di questo scorrimento la cricca si apre e si estende, fino a che l’incrudimento e l’aumento della sollecitazione provocano l’attivazione di ulteriori piani di scorrimento e si ha quindi l’arrotondamento dell’apice della cricca (fase c).

Fig.7.34 - Modello di propagazione della cricca di fatica

Prove ed analisi effettuate

- 153 -

Nella fase di scarico e successiva compressione, l’apice della cricca viene chiuso (fase d) fino a ritornare alla configurazione iniziale di cricca (fase e). La propagazione della cricca è funzione del carico, della microstruttura del materiale e delle condizioni ambientali; risulta meno influenzata dal carico medio della sollecitazione. La presenza di seconde fasi può modificare la velocità di propagazione solo in maniera locale. Per il secondo stadio di propagazione della cricca, il logaritmo della velocità di avanzamento è lineare con il logaritmo di ∆K. La propagazione della cricca è stabile e la velocità di propagazione, è rappresentata dalla legge di Paris (7.4). Nel caso il rapporto di carico R cresca, la curva tende ad essere spostata verso l’alto, invece per valori di R negativi si ha che la fase a σmin tende a comprimerne la cricca riducendo la propagazione. La legge di Paris permette di legare la meccanica della frattura alla fatica e consente inoltre di poter stimare la vita residua Nf di un componente: (7.8) La propagazione della cricca è influenzata dalle condizioni ambientali, come l’umidità presente nell’aria che incrementa sensibilmente la velocità di propagazione. Anche le dimensioni del provino influenzano la velocità, mentre i trattamenti termici ed eventuali sforzi residui dovuti a lavorazioni per deformazione plastica possono influenzare la resistenza a fatica, alterando anche le modalità di propagazione delle cricche. La terza zona del diagramma di Paris (III) è caratterizzata da un aumento della velocità di propagazione fino ad incorrere nella rottura di schianto del pezzo. Per alti valori di ∆K nel materiale si instaura una zona plasticizzata all’apice della cricca, definita mediante il raggio plastico rp. Le dimensioni della zona plasticizzata sono maggiori sulle superfici esterne del pezzo e vanno diminuendo verso il centro. Va anche considerato che quando Kmax si avvicina al valore critico KIC si hanno instabilità localizzate con frequenza crescente: questo viene evidenziato dalla presenza sulla superficie di frattura di coalescenze, di microvuoti e di clivaggi. Anche questo fenomeno viene incrementato dall’aumento del livello medio di sollecitazione. Dal punto di vista energetico si ha propagazione instabile quando sia l’energia disponibile per l’avanzamento G che la sua derivata, risultano superiori all’energia necessaria per la propagazione della cricca e alla sua derivata. Questa differenza di energia può essere trasformata in energia cinetica relativa al movimento del materiale sul cammino di propagazione della cricca a velocità elevata. I dati sono stati raccolti sperimentalmente mediante prove di flessione a tre punti (three point bending TPB) in cui il provino è stato appoggiato su due cilindri solidali alla traversa inferiore della macchina di prova; nella parte

∫∫ ∆⋅==

af

aim

Nf

fK

daNN

β0

][ciclo

Capitolo 7

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centrale del provino agisce il vincolo imposto dal cilindro collegato alla traversa superiore. Il carico applicato è di tipo sinusoidale con frequenza di 1Hz. Per la determinazione dell’avanzamento della cricca è stato utilizzato un clip-gage: questo strumento misura l’apertura dei coltelli posizionati sulla superficie del campione come visibile in Fig.7.30 e passando per la misura della cedevolezza permette la valutazione della lunghezza della cricca. La cedevolezza è definita come il rapporto tra l’apertura della cricca v ed il carico P; all’aumentare della lunghezza di cricca la cedevolezza aumenta. Tramite un apposito calcolo è possibile legare questo parametro all’avanzamento del difetto. Il clip-gage è collegato alla macchina, la quale mediante un software dedicato è in grado di svolgere prove di precriccatura, da/dN e tenacità. I provini sono stati dimensionati secondo la norma ISO 12108, con un intaglio iniziale realizzato mediante asportazione di truciolo con fresatura. La norma ASTM E 647-05 prevede inoltre che per la prove di tenacità e per le prove di verifica della velocità di propagazione il provino presenti inizialmente un intaglio acuto con determinate dimensioni, quindi il provino viene sottoposto anche ad una precriccatura a fatica montando il provino sulla macchina. In questo modo è possibile far nucleare, a partire dall’intaglio iniziale, e far propagare una cricca di fatica fino ad ottenere un difetto acuto di raggio teoricamente nullo. La prova inerente alla rilevazione della velocità di avanzamento della cricca in un provino ha l’obiettivo di trovare la velocità di propagazione al variare del fattore di intensificazione degli sforzi. Il test deve quindi essere condotto a diversi livelli di ∆K a partire dal più basso (∆Kth) fino a ∆K corrispondenti ad una fase di propagazione instabile e quindi alla rottura. Il provino, dopo la fase di precracking, viene mantenuto sulla macchina e mediante il software possono essere impostate prove di ∆K decreasing oppure ∆K increasing. La prima metodologia di prova è finalizzata ad indagare i valori di velocità di propagazione più bassi fino al ∆Kth. Operativamente si attua una progressiva diminuzione del valore di ∆K fino a raggiungere valori di da/dN nell’ordine di 10-9 ÷ 10-10 [m/ciclo]. Il ∆K increasing consiste invece in un aumento del fattore di intensità degli sforzi a partire dal valore iniziale. Viene solitamente effettuato dopo il ∆K decreasing e si ricorre a questo metodo per andare ad indagare i valori crescenti di ∆K, corrispondenti anche a valori più elevati di da/dN. La prova viene solitamente svolta a carico costante, quindi l’incremento del ∆K è dovuto solo all’aumento di lunghezza a della cricca. Si riportano in Fig.7.35 i risultati delle prove sperimentali effettuate con le tecniche del ∆K increasing e decreasing sui due materiali oggetto di analisi.

Prove ed analisi effettuate

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1.00E-10

1.00E-09

1.00E-08

1.00E-07

1.00E-06

1.00E-05

1.00E-04

1.00E-03

10 100

∆∆∆∆K [Mpam^0,5]

da/d

N [m

/cic

lo]

NT

T

Fig.7.35 – Risultati delle prove di fatica per i due diversi materiali Nel grafico di Fig.7.35 si osserva una relazione lineare tra la velocità di avanzamento ed il ∆K: è un intervallo di ∆K tale per cui le velocità di avanzamento sono dell’ordine di 10-8 ÷ 10-6 m/ciclo; è quindi possibile tracciare una linea di tendenza di tipo potenza che rappresenta la legge di Paris (Fig.7.36). L’equazione trovata per il provino non trattato mostra un coefficiente angolare della curva pari a 17,7, valore paragonabile a quello del trattato, di 16,5.

y = 1E-30x17.679

R2 = 0.899

y = 6E-29x16.495

R2 = 0.8976

1.00E-10

1.00E-09

1.00E-08

1.00E-07

1.00E-06

1.00E-05

1.00E-04

1.00E-03

10 100

∆∆∆∆K [Mpam^0,5]

da/d

N [m

/cic

lo]

NT

T

Pote

Fig.7.36 – Regressione lineare per la determinazione della legge di Paris

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Il comportamento dei due materiali analizzati con la meccanica della frattura è allora del tutto simile ed è interessante notare come i valori di m siano elevati: per esempio l’acciaio ha un coefficiente angolare della curva pari a 3. Questa enorme differenza è dovuta principalmente alla morfologia della grafite, che nelle forme vermicolare e soprattutto lamellare contribuisce alla propagazione della cricca. E’interessante infine osservare che il comportamento dei materiali è praticamente identico anche dopo la plasticizzazione, visibile in Fig.7.35 in prossimità del brusco cambiamento di pendenza nella zona centrale della curva. Il coefficiente angolare di entrambe le curve dopo plasticizzazione, infatti, si abbassa notevolmente: per la ghisa non trattata il suo valore è pari a 6, per quella ricotta a 6,5. In Fig.7.37 è rappresentata la regressione dei punti della curva.

y = 2E-15x6.4967

R2 = 0.8454

y = 8E-15x5.958

R2 = 0.7887

1.00E-10

1.00E-09

1.00E-08

1.00E-07

1.00E-06

1.00E-05

1.00E-04

1.00E-03

10 100

∆∆∆∆K [Mpam^0,5]

da/d

N [m

/cic

lo]

NT

T

Fig.7.37 – Regressione lineare nel campo di plasticizzazione

Prove ed analisi effettuate

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7.5 - Analisi dei pezzi danneggiati nella lavorazione La Fondershell ha eseguito prove di lavorazione su alcuni rocchetti che non sono stati sottoposti al trattamento di ricottura; questo ha portato allo scarto di vari pezzi per difetti di lavorazione o addirittura per rottura dell’utensile. Tali cilindri sono stati analizzati in corrispondenza delle cave elicoidali che hanno mostrato zone riscaldate e difetti superficiali di lavorazione oppure nelle zone in cui è avvenuta la rottura dell’utensile. Questi campioni sono stati confrontati con quelli estratti nella corrispondente posizione dei cilindri trattati e lavorati alla stessa fase di fresatura; il componente ricotto non ha mostrato alcun inconveniente durante la lavorazione.

Fig.7.38 – Nella prima immagine sono confrontati il non trattato (a sinistra; si nota anche una zona surriscaldata in basso) ed il trattato a destra. Nella seconda fotografia è mostrato un non trattato surriscaldato nella zona di rottura dell’utensile Da una prima analisi visiva si notano delle differenze tra i due materiali e questo è confermato dagli ingrandimenti allo stereomicroscopio (Fig.7.39, 7.40): la superficie del non trattato è molto rugosa, mentre nel ricotto i solchi appaiono regolari.

Fig.7.39 - Ingrandimento a 10x del non trattato (a sinistra) e trattato (a destra)

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Fig.7.40 - Ingrandimento a 63x della zona lavorata nel non trattato (a sinistra): la superficie è molto rugosa; a destra il ricotto: i solchi appaiono regolari Mediante un sistema di coordinate preso su ogni singolo campione, è stato possibile effettuare un confronto tra vari cilindri con micrografie prese nelle medesime posizioni. I risultati, tutti calcolati con ingrandimenti a 100x, sono visibili in Tabella 7.12. Tabella 7.12 - Percentuali medie di grafite e di perlite per diversi pezzi Non trattato con

difetti di lavorazione Non trattato surriscaldato

Trattato

% GRAFITE 11 13 12,7 % PERLITE 13 14,7 0

Dalle micrografie di Fig.7.41 è visibile come il pezzo trattato abbia un’area media delle particelle di grafite maggiore rispetto al non trattato.

Fig.7.41 – Micrografie della ghisa non trattata (a destra) e di quella ricotta (a sinistra) Inoltre è importante notare che la percentuale di perlite presente nei getti non trattati nella zona di lavorazione risulta maggiore rispetto a quella media calcolata precedentemente nei getti as-cast, che era pari al 5%. In alcune aree

Prove ed analisi effettuate

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nei pressi della cava di lavorazione sono state registrate percentuali di perlite con picchi del 17%, rilevati con ingrandimento a 100x.

Fig.7.42 – Isole perlitiche in prossimità della superficie di lavorazione Nella micrografia in Fig.7.42, che rappresenta la sezione verticale della superficie di lavorazione, si vedono le microstrutture perlitiche che sono venute a contatto con l’utensile. Nelle sezioni in cui la grafite è maggiormente sferoidale fine la perlite

diminuisce, mentre questa è alta dove la grafite è più grossolana o vermicolare. Al fine di verificare durezze anomale nelle zone in cui si sono registrati problemi di lavorabilità, sono stati effettuati dei test di microdurezza HV0,05 sia sulle isole perlitiche che sulla matrice ferritica. I risultati indicano una durezza media della ferrite pari a 195HV, in linea con il valore di 199HV misurato su altri campioni non trattati, e una durezza della perlite di 398HV, leggermente maggiore rispetto al valore medio di 370HV determinato precedentemente. Da evidenziare però dei picchi di durezza, pari a oltre 460HV. E’possibile quindi che il problema di lavorabilità della ghisa non sottoposta a trattamento termico sia dovuto alla presenza di queste isole perlitiche che sono presenti in tutto il materiale non trattato con una percentuale del 5% circa e si addensano in determinate zone con percentuali maggiori. L’utensile lavorando quindi con gli stessi parametri di taglio per la lavorazione di una matrice ferritica (tale infatti è quella della ghisa trattata) incontra un materiale molto più duro dando origine ad un’usura precoce dell’utensile. I risultati mostrati in questo paragrafo indicano alte concentrazioni di perlite in determinate zone. Inoltre, i problemi di lavorabilità hanno mostrato sempre una certa sistematicità: le rotture dell’utensile e i difetti di lavorazione sono avvenute sempre nello stesso punto, come visibile in Fig.7.43. Tale zona è situata nella parte superiore del rocchetto, a poca distanza dall’attacco del canale di colata alimentato direttamente dalla materozza, come visibile in Fig.7.44; i problemi di lavorabilità si riscontrano tutti in un’area ruotata di circa 130° in senso orario rispetto all’attacco di colata.

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Fig.7.43 - La foto mostra la sistemacità dei problemi di lavorazione: i difetti e le rotture dell'utensile avvengono sempre nel medesimo punto, evidenziato con un pennarello; si notano anche i segni di surriscaldamento. Fig.7.44 - Materozza e cilindro as-cast: l’attacco di colata è indicato dalla lettera “M”, l’area tratteggiata mostra la posizione in cui si hanno problemi durante la lavorazione Tutto ciò ha portato ad un nuovo raffronto tra differenti zone del cilindro. In particolare, si è pensato di confrontare le sezioni che solidificano prima e quelle che solidificano per ultime nel processo fusorio: data la disposizione verticale del pezzo durante la colata, sono stati allora estratti tre campioni dalla parte bassa del getto e tre dalla parte alta, quella alimentata dalla materozza e quindi ultima a solidificare. Dopo aver calcolato i tenori di grafite, che risultano coerenti coi valori osservati nelle prove precedenti, lo studio si è focalizzato sulla misurazione delle percentuali di perlite nelle varie zone: in corrispondenza dell’attacco del canale di colata è stata rilevata localmente un’altissima percentuale di perlite, con un massimo di oltre il 48% (Fig.7.45).

Fig.7.45 - Enorme isola perlitica nella zona dell'attacco di colata e a sinistra suo ingrandimento a 1000x

Prove ed analisi effettuate

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Oltre a questa concentrazione anomala e locale, in prossimità della materozza la perlite è risultata comunque superiore al classico valore del 5%. Nelle restanti aree della parte alta del cilindro lontane dall’attacco di colata e nella zona inferiore del rocchetto la percentuale di perlite è risultata pari all’8% in media. Questi rilevamenti sono stati confermati dall’analisi su altri campioni estratti da getti non trattati.

Fig.7.46 - Alta concentrazione di perlite nelle zone adiacenti l'attacco della materozza Altre analisi sulla microstruttura sono state effettuate su vari campioni estratti lungo l’elica interna, ovvero sull’area del rocchetto che dopo lavorazione accoglie le cave di arrotolamento del filo tessile.

Fig.7.47 – A sinistra una sezione del rocchetto che mette in evidenza le eliche interne; a destra altissima concentrazione di perlite in un campione estratto dall’elica I risultati sono molto interessanti: sono state riscontrate concentrazioni di perlite sempre superiori al 7% e vari picchi intorno al 18%. Ma il risultato più importante è stata la scoperta di grandi isole perlitiche con tenori superiori al 50% con ingrandimento a 100x, trovate sulla stessa verticale della materozza. La distribuzione della perlite lungo le eliche è visibile in Fig.7.48

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Fig.7.48 – Distribuzione delle più alte percentuali di perlite rilevate lungo le eliche interne; la lettera “M” indica il posizionamento della materozza E’possibile ritenere che la concentrazioni anomale di perlite siano dovute a velocità di raffreddamento lente oppure a segregazioni positive o negative di elementi chimici che favoriscono tale microstruttura. Questa seconda ipotesi può essere verificata con analisi chimiche. 7.6 – Simulazione di colata Per quanto riguarda le di velocità di raffreddamento, è stata lanciata una simulazione di colata e solidificazione tramite software, dopo aver realizzato il disegno del rocchetto con un programma agli elementi finiti. Il risultato è molto interessante: in Fig.7.49 è rappresentata la velocità di raffreddamento del metallo liquido lungo la sezione verticale. Si nota che in alcune aree dell’elica la velocità di raffreddamento è molto lenta: dato che questa zona è caratterizzata da particelle grafitiche più grandi e disperse che altrove, è possibile ritenere che la diffusione del C diminuisca tanto drasticamente da generare un aumento della percentuale di perlite.

M

48%

51% 18%

Prove ed analisi effettuate

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Ciò è confermato dalle micrografie: dove infatti le particelle grafitiche sono grandi e rade si trovano le maggiori concentrazioni di perlite. Negli spessori sottili, dove la grafite è più ravvicinata e di minori dimensioni, la diffusione di C è invece maggiore e si trovano basse percentuali di perlite, come visibile in Fig.7.4 e Fig.7.5.

Fig.7.49 – A sinistra la simulazione della velocità di raffreddamento; a destra il gradiente di solidificazione

Fig.7.50 – A sinistra si osservano le aree che rimangono liquide più a lungo; a destra i tempi di solidificazione

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Fig.7.51 – A sinistra la percentuale di grafitizzazione primaria, che dipende dalle condizioni di raffreddamento; a destra in evidenza i punti caldi Il processo fusorio prevede la colata di quattro getti in contemporanea, come visibile in Fig.7.52; è interessante notare che tutti i modelli si comportano allo stesso modo: non ci sono sostanziali influenze nei criteri di solidificazione tra i quattro cilindri.

Fig.7.52 – Temperature di colata per il singolo getto (sopra a sinistra) e per l’intero sistema di colata

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Conclusioni Lo studio basato sul confronto tra ghisa vermicolare trattata e quella non sottoposta a ricottura non ha inizialmente messo in evidenza particolari differenze. La letteratura, inoltre, non ha potuto fornire informazioni rilevanti circa la ghisa vermicolare ed i trattamenti termici ad essa applicati, in quanto questo materiale è stato rivalutato solo recentemente per particolari applicazioni. Dalle analisi microstrutturali è emersa l’unica differenza tra le due ghise: si tratta della percentuale di perlite che dai campioni estratti inizialmente ha mostrato una concentrazione media del 5% circa nel non trattato quando nel trattato è completamente assente. La grafite totale e quella sferoidale sono inoltre superiori di circa tre punti percentuali nel materiale ricotto. Le altre analisi effettuate non hanno però mostrato ulteriori diversità che potessero spiegare una simile differenza di lavorabilità: la dimensione media del grano cristallino è risultata infatti identica, così come lo spazio intergrafitico. Molto simili sono le prove di durezza: 136HV del non trattato contro 129HV del trattato; praticamente coincidenti le microdurezze eseguite sulla matrice ferritica. Pure le prove di trazione, ricavate con un getto appositamente colato, hanno confermato questo trend: un carico di snervamento simile, un carico di rottura uguale, un modulo elastico un poco maggiore nel materiale trattato, un allungamento percentuale identico e una strizione paragonabile. Sulla stessa linea sono le indicazioni fornite dal test di fatica che hanno mostrato curve assai affini. Dopo aver estratto dei campioni dai rocchetti non trattati danneggiati durante la lavorazione, è emersa però la presenza di isole perlitiche con concentrazioni fino a dieci volte superiori al classico valore del 5%. Il lungo trattamento termico di ricottura è stato ottenuto dopo diverse prove fino ad arrivare alla durata di ben dieci ore, tempo di trattamento difficilmente riscontrabile in letteratura per la ricottura di una ghisa con il 5% di perlite. Alla luce di questo studio, la presenza delle grandi isole perlitiche giustificano una tale durata del trattamento, il quale garantisce così un’ottima lavorabilità. Questi agglomerati di perlite sono stati rilevati localmente in alcune zone del cilindro, in particolare nella zona dell’attacco di colata e lungo l’elica che dopo fresatura ospita le cave di avvolgimento dei fili tessili. Se una percentuale di perlite del 5% è ritenuta accettabile e non dannosa per l’utensile, con questi risultati ciò non lo è più e si può concludere che i problemi di lavorabilità riscontrati con i rocchetti non trattati siano dovuti alla presenza di queste dure (oltre 460HV) ed ampie concentrazioni locali di perlite. Le concentrazioni maggiori sono state rilevate nell’attacco di alimentazione e nell’elica sottostante, così da far ipotizzare una velocità di raffreddamento

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anomala in quest’area del rocchetto oppure segregazioni di elementi chimici che favoriscono la perlite; è consigliato quindi un controllo locale della composizione chimica. Per analizzare l’andamento della solidificazione è stata inoltre effettuata una simulazione di colata sui modelli in 3D del getto: questa ha evidenziato grandi differenze soprattutto per quanto riguarda le velocità di solidificazione dell’elica, dove si rilevano le isole perlitiche, con le altre aree del rocchetto, dove la percentuale di perlite è molto minore. Si ipotizza quindi che la formazione di perlite avvenga in questa zona a seguito della differente velocità di raffreddamento rispetto alle altre aree e della presenza di particelle grafitiche più grosse e rade, che evidenziano una diminuzione della diffusione di C.

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Ringraziamenti Le mie gratitudini vanno a tutto il dipartimento SIMET del Politecnico di Milano, in particolare a Riccardo Gerosa, che mi ha sempre seguito durante questa tesi, al Professor Giuseppe Silva, ad Andrea Baggioli, ad Agostino Silvestri e ad Emanuele Tecchiati, che si sono sempre resi disponibili ad ogni mia richiesta di sostegno e collaborazione.