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I CRITERI DI SCELTA E DI TRATTAMENTO DEGLI ACCIAI DA COSTRUZIONE E DA UTENSILI VOLUME 5° parte seconda: METALLOGRAFIA MICROGRAFIA Parte prima. Preparazione delle provette Introduzione alla preparazione delle provette micrografiche Montaggio delle provette Levigatura meccanica per abrasione. Teoria dell’asportazione del materiale Deformazione della superficie con la levigatura Lucidatura con abrasivi Deformazione della superficie con la lucidatura Levigatura e lucidatura di materiali fragili Principi della progettazione dei sistemi di preparazione standard Metodi di preparazione speciali Tecniche di preparazione non abrasive Procedure per la preparazione micrografica dei più comuni metalli e leghe

Parte seconda. Metallurgia fisica: genesi delle strutture Metallurgia e microstruttura: introduzione alle strutture nei metalli Strutture Cristalline Concetti di fisica metallurgica per l’interpretazione delle microstrutture Teoria della solidificazione Strutture di solidificazione dei metalli puri Microstrutture di solidificazione degli acciai e delle ghise Introduzione alle strutture di trasformazione in fase solida Strutture di precipitazione da soluzioni solide Strutture da trasformazioni spinodali Strutture ordinate Strutture di trasformazione massiva Strutture da trasformazioni invarianti Strutture martensitiche Strutture bainitiche Strutture d’interdiffusione Strutture deformate plasticamente Microstrutture da recupero, ricristallizzazione e crescita del grano Tessitura delle strutture

MICROGRAFIA. PARTE PRIMA. Preparazione delle provette (5 II, 1)

Capitolo primo INTRODUZIONE ALLA PREPARAZIONE DELLE PROVETTE MICROGRAFICHE (5 II, 3) Levigatura, Lucidatura, Polimentazione (5 II, 3) Sorby: il fondatore della metallografia (5 II, 4) BLIOGRAFIA (5 II, 6)

Capitolo secondo MONTAGGIO DELLE PROVETTE

I


MONTAGGIO IN MORSETTI MECCANICI MONTAGGIO IN PASTIGLIE DI PLASTICA CARATTERISTICHE DELLE PLASTICHE DI MONTAGGIO Danneggiamento della provetta Distorsioni della plastica ad elevata temperatura Resistenza all’attacco chimico Formazione di fessure all’interfaccia provetta/plastica Capacità di riempire le porosità e fessure Velocità d’abrasione, lucidatura e polimentazione Conduttività elettrica Metodo di preparazione di una plastica conduttiva Trasparenza Riflettività Utilità delle varie plastiche METODI DI STAMPAGGIO DELLE RESINE TERMOPLASTICHE E TERMOINDURENTI MONTAGGIO CON PLASTICHE COLATE Fabbricazione di uno stampo di PVC bagnabile per resine epossidiche Fabbricazione di uno stampo di gomma siliconica per resine epossidiche Impregnazione sotto vuoto con plastiche da colata Dimensioni dei montaggi MONTAGGIO DI PROVETTE SOTTILI MARCATURA D’IDENTIFICAZIONE RIMOZIONE DELLE PROVETTE DAL MONTAGGIO DI PLASTICA BIBLIOGRAFIA (5 II, )

Capitolo Terzo LEVIGATURA MECCANICA PER ABRASIONE. TEORIA DELL’ASPORTAZIONE DEL MATERIALE

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INTRODUZIONE TIPI D’ABRASIVO SISTEMA DI GRADUAZIONE DEGLI ABRASIVI TEORIA DELLA LEVIGATURA CRITERI DEL MODELLO CARATTERISTICHE DELLE CARTE ABRASIVE RICOPERTE Frattura Appiattimento del punto Rivestimento Scalzamento Erosione SVILUPPO DI UN MODELLO MATEMATICO INFLUENZA DEL MATERIALE DELLA PROVETTA SULLA VELOCITÀ D’ABRASIONE Durezza Angolo critico di spoglia Efficienza dei processi di taglio e d’aratura Influenza dell’abrasivo sulla velocità d’abrasione Influenza dei fluidi nell’abrasione Utilità del modello VELOCITÀ D’ABRASIONE PRATICA MISURAZIONI DELLA VELOCITÀ D’ABRASIONE Metodi per la determinazione della velocità d’abrasione mediante la perdita di peso Resistenza all’acqua delle carte di carburo di silicio e d’ossido d’alluminio Materiali con modesta diminuzione della velocità d’abrasione (gruppi 1 e 2) Pressione applicata alla provetta Tipo d’abrasivo Grana dell’abrasivo Materiale della provetta Fluido d’abrasione o levigatura Carte bagnate in acqua Provenienza della carta abrasiva Meccanismi di deterioramento delle carte abrasive Materiali con severo deterioramento della velocità d’abrasione (gruppo 3) CONCLUSIONI CARATTERISTICHE DI ALCUNE CARTE ALL’ OSSIDO D’ALLUMINIO NON RESISTENTI ALL’ ACQUA LEVIGATURA CON DIAMANTATE FABBRICAZIONE E USO DI LEVIGATORI DIAMANTATI DI PLASTICA Levigatore fenolico diamantato Fabbricazione Uso Levigatore diamantato in politene Fabbricazione LEVIGATURA CON ABRASIVI FINI, FISSATI SU SUPPORTI RIGIDI LEVIGATORI CARICATI ESTERNAMENTE LEVIGATORI CARICATI INTERNAMENTE Fabbricazione e uso di levigatori di cera per abrasione fine Componenti Fabbricazione Uso


MOLE ABRASIVE CON LEGANTE VETROSO E LEVIGATORI BIBLIOGRAFIA (5 II, )

Capitolo quarto DEFORMAZIONE DELLA SUPERFICIE CON LA LEVIGATURA VALUTAZIONE DELLA DEFORMAZIONE PLASTICA CON MICROSCOPIA OTTICA METALLI CON RETICOLO CUBICO CHE POSSIEDONO ALTA ENERGIA D’IMPILAMENTO DEI DIFETTI Reattivi e metodi d’attacco Ammonio Idrossido (ammoniaca) + Idrogeno Perossido (acqua ossigenata) Cloruro doppio di rame e ammonio Cloruro ferrico Nital (2 %) Acido ossalico Picral Sodio Bisolfito Sodio tiosolfato METALLI CON RETICOLO CUBICO CHE POSSIEDONO BASSA ENERGIA D’IMPILAMENTO DEI DIFETTI TRASFORMAZIONI STRUTTURALI INDOTTE DALLA DEFORMAZIONE TRASFORMAZIONI IN LEGHE METASTABILI GEMINAZIONE MASSIVA E RICRISTALLIZZAZIONE BANDE DI DEFORMAZIONE STRUTTURE LAMELLARI ORIGINE DELLO STRATO ESTERNO DEFORMATO DI SUPERFICI LEVIGATE STRUTTURA DELLO STRATO DEFORMATO PLASTICAMENTE DALL’ABRASIONE MODELLO GENERALE DELLA DEFORMAZIONE Preparazione di sezioni oblique Strato frammentato Traslazione parallela alla superficie SPESSORE DELLO STRATO DEFORMATO CARATTERISTICHE METALLOGRAFICHE DELLO STRATO FRAMMENTATO TRASFORMAZIONI STRUTTURALI INDOTTE DALLA DEFORMAZIONE Modificazioni dovute alla geminazione massiva Modificazioni dovute alla ricristallizzazione Modificazioni dovute al riscaldamento della superficie INCASTONAMENTO DELL’ABRASIVO BIBLIOGRAFIA

Capitolo quinto LUCIDATURA CON ABRASIVI

MECCANISMI DI LUCIDATURA TEORIA DELLA LUCIDATURA DI BEILBY Ipotesi di Beilby Ipotesi di alte temperature transienti Continuità della cristallizzazione dei depositi Diffrazione elettronica di riflessione Rimozione del materiale durante la lucidatura Osservazioni dirette con microscopia elettronica a trasmissione Valutazione della Teoria di Beilby MECCANISMI DI TAGLIO DELLA LUCIDATURA MECCANICA MECCANISMI DI LUCIDATURA CHIMICO MECCANICI MECCANISMI DI LUCIDATURA CHIMICI ED ELETTROCHIMICI VARIABILI NELLA LUCIDATURA MICROGRAFICA TIPO D’ABRASIVO Metodo per graduare l’abrasivo ossido d’alluminio per la lucidatura da quello per la levigatura Procedura generale Materiali di partenza Dimensioni delle particelle Preparazione di una pasta veicolante per diamante Reagenti e materiali Metodo di fabbricazione TIPO DI PANNO PER LUCIDATURA VELOCITÀ DI LUCIDATURA DETERMINAZIONE DELLA VELOCITÀ DI LUCIDATURA Metodo d’aggiunta dell’abrasivo Grana dell’abrasivo Tipo di diamante Quantità dell’abrasivo Tipo di panno di lucidatura Fluido di lucidatura Carico applicato alla provetta Materiale della provetta Riassunto delle condizioni ottimali di lucidatura BIBLIOGRAFIA

Capitolo sesto DEFORMAZIONE DELLA SUPERFICIE CON LA LUCIDATURA CARATTERISTICHE DELLO STRATO DEFORMATO PLASTICAMENTE STRUTTURA DELLO STRATO SCORRIMENTI PARALLELI ALLA SUPERFICIE SPESSORE DELLO STRATO DEFORMATO VARIAZIONI STRUTTURALI DELLO STRATO DANNEGGIATO CON FORMAZIONE DI GEMINATI VARIAZIONI STRUTTURALI DELLO STRATO DANNEGGIATO PER RICRISTALLIZZAZIONE E RILASSAMENTO DELLE TENSIONI ABRASIVO INCASTONATO BIBLIOGRAFIA

Capitolo settimo -3-


LEVIGATURA E LUCIDATURA DI MATERIALI FRAGILI MECCANISMI DI LEVIGATURA E LUCIDATURA DANNEGGIAMENTO SUPERFICIALE BIBLIOGRAFIA

Capitolo ottavo PRINCIPI DELLA PROGETTAZIONE DEI SISTEMI DI PREPARAZIONE STANDARD CONCETTI FONDAMENTALI ALTERAZIONI DELLA LEVIGATURA ALTERAZIONI DELLO STRATO FRAMMENTATO ALTERAZIONI NELLO STRATO SIGNIFICATIVAMENTE DEFORMATO ALTERAZIONI DELLA LUCIDATURA FINE EVIDENZA DELLE SCALFITTURE DI LUCIDATURA CON L’ATTACCO DEGRADAZIONE DEL CONTRASTO DI COLORE DEL GRANO MESSA IN EVIDENZA DELLE RIGATURE CON L’ATTACCO PROCEDURE PRATICHE DI PREPARAZIONE MICROGRAFICA SEQUENZE BASE DI PREPARAZIONI Lucidatura finale (polimentazione) PROCEDURE STANDARD Taglio della sezione Lavorazione meccanica preliminare Levigatura micrografica Lucidatura micrografica Funzionamento di una lucidatrice vibrante elettromagnetica Considerazioni sulle capacità delle macchine di levigatura e lucidatura Stadi intermedi di lavaggio e asciugatura BIBLIOGRAFIA

Capitolo nono METODI DI PREPARAZIONE SPECIALI METODI SPECIALI DI POLIMENTAZIONE TECNICHE DI SLITTAMENTO TECNICHE CHIMICO-MECCANICHE Reattivi usati nelle tecniche di lucidatura chimico meccaniche convenzionali Lucidatura elettrochimica LUCIDATURA VIBRANTE TECNICA D’ATTACCO E LUCIDATURA ALTERNATA LUCIDATURA CHIMICA MANTENIMENTO DEI BORDI EFFETTO DELLA LEVIGATURA EFFETTO DELLA LUCIDATURA TECNICHE SPECIALI DI MONTAGGIO Processo d’argentatura prima dell’elettrodeposizione Soluzioni base Preparazione della soluzione d’argentatura Argentatura

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MANTENIMENTO DELLE CAVITÀ MANTENIMENTO DELLE INCLUSIONI NON METALLICHE MANTENIMENTO DELLA GRAFITE NELLE GHISE MATERIALI MOLTO TENERI MATERIALI MOLTO DURI MATERIALI FRAGILI OSSIDI E SCAGLIE SUPERFICIALI METALLI PREZIOSI E METALLI REFRATTARI CONTRASTO DI POLARIZZAZIONE BIBLIOGRAFIA

Capitolo decimo TECNICHE DI PREPARAZIONE NON ABRASIVE TAGLIO E LAVORAZIONE TRAMITE DISSOLUZIONE TAGLIO E LAVORAZIONE D’ELETTROEROSIONE TAGLIO E LAVORAZIONE CON MICROTOMO LUCIDATURA ELETTROLITICA SCOPO TERMINOLOGIA Definizioni PRINCIPI E USO DELLA LUCIDATURA ELETTROLITICA Vantaggi della lucidatura elettrolitica Svantaggi della lucidatura elettrolitica PRECAUZIONI GENERALI DI SICUREZZA Precauzioni specifiche di sicurezza per ogni gruppo di elettroliti Gruppo I. Elettroliti composti da acido perclorico e alcool (metanolo o etanolo) con o senza addizioni di composti organici. Gruppo II. Elettroliti composti d’acido perclorico e acido acetico glaciale Gruppo III. Elettroliti composti da acido fosforico in acqua o in solventi organici Gruppo IV. Elettroliti composti d’acido solforico in acqua o in solventi organici Gruppo V. Elettroliti composti d’anidride cromica sciolta in acqua Gruppo VI. Miscele acide o di Sali in acqua o soluzioni organiche. Gruppo VII. Elettroliti alcalini Elettroliti alcalini al cianuro Elettroliti alcalini senza cianuro Gruppo VIII. Miscele di alcool etilico e acido nitrico APPARECCHIATURE PROCEDURE BIBLIOGRAFIA

Capitolo undicesimo PROCEDURE PER LA PREPARAZIONE MICROGRAFICA DEI PIÙ COMUNI METALLI E LEGHE


ZIRCONIO Alterazioni Lucidatura finale BIBLIOGRAFIA

ACCIAI AUSTENITICI Alterazioni Lucidatura finale ACCIAI FERRITICI E MARTENSITICI Alterazioni Lucidatura finale ALLUMINIO Alterazioni Lucidatura finale Leghe tenere Leghe di moderata durezza Leghe contenenti fasi intermetalliche ARGENTO Alterazioni Lucidatura finale BERILLIO Alterazioni Lucidatura finale Note sulla tossicità CROMO Alterazioni Lucidatura finale GHISE (vedi cap. 9) INDIO MAGNESIO Alterazioni Lucidatura finale MOLIBDENO Alterazioni Lucidatura finale NICKEL Alterazioni Lucidatura finale ORO Alterazioni Lucidatura finale PIOMBO PLATINO Alterazioni Lucidatura finale RAME Alterazioni Lucidatura finale STAGNO Alterazioni Lucidatura finale TITANIO Alterazioni Lucidatura finale TUNGSTENO Alterazioni Lucidatura finale URANIO Alterazioni Lucidatura finale Note sulla sicurezza della manipolazione ZINCO Alterazioni Lucidatura finale

MICROGRAFIA. PARTE SECONDA. Metallurgia fisica. Genesi delle strutture (5 II, )

Capitolo dodicesimo METALLURGIA E MICROSTRUTTURA. Introduzione alle strutture nei metalli INTRODUZIONE CARATTERISTICHE GENERALI DELLA STRUTTURA DEI METALLI ORDINE DI GRANDEZZA E GERARCHIA DELLA STRUTTURA ORIGINI DELLE STRUTTURE DEI METALLI MICROSTRUTTURE MONOFASICHE STRUTTURA GRANULARE Tipi di struttura granulare Struttura granulare tridimensionale Cristallografia dei contorni dei grani Struttura granulare bidimensionale Forma del grano Angoli diedri Substruttura MICROSTRUTTURE POLIFASICHE Cristallografia di interfacce di fasi intermetalliche. MACROSTRUTTURA BIBLIOGRAFIA

Capitolo tredicesimo STRUTTURE CRISTALLINE INTRODUZIONE CONCETTI E TERMINI CRISTALLOGRAFICI SISTEMI CRISTALLINI Struttura Prototipo Posizioni atomiche Gruppi di punti Posizioni equivalenti Effetto della composizione della lega Substrutture disordinate e ordinate Numero di Atomi per cella e densità Indici di Miller per i piani e le direzioni. Indici di Miller-Bravais Banda cristallina e asse della banda TIPI DI CRISTALLI METALLURGICAMENTE IMPORTANTI Super reticoli a lungo periodo DIFETTI DEI CRISTALLI Difetti lineari BIBLIOGRAFIA

Capitolo quattordicesimo CONCETTI DI FISICA METALLURGICA PER L’INTERPRETAZIONE DELLE MICROSTRUTTURE -5-


INTRODUZIONE STRUTTURA E PROPRIETÀ DIMENSIONE E CRESCITA DEL GRANO Effetto dei processi sulla struttura granulare LIMITI DELLA METALLOGRAFIA NEL PREDIRE LE PROPRIETÀ DIAGRAMMI D’EQUILIBRIO O DELLE FASI SISTEMI ISOMORFI SISTEMI EUTETTICI Solidificazione degli eutettici Microstruttura eutettica SISTEMI PERITETTICI DIAGRAMMI DI STATO TERNARI NUCLEAZIONE E ACCRESCIMENTO DELLE FASI IN CONDIZIONI DI NON EQUILIBRIO Trasformazioni eterogenee Trasformazioni omogenee Zone di Guinier-Preston SOLIDIFICAZIONE Liquazione TRASFORMAZIONI DI FASE ALLO STATO SOLIDO ACCRESCIMENTO ISOTERMICO L’EUTETTOIDE Fe-C Strutture proeutettoidiche e perlite negli acciai Formazione della perlite negli acciai eutettoidici Acciai al carbonio ipoeutettoidici Acciai al carbonio ipereutettoidici PRECIPITAZIONE DA SOLUZIONI SOLIDE PRECIPITAZIONE COERENTE DA SOLUZIONE SOLIDA TRASFORMAZIONI ANISOTERME Martensite negli acciai Austenite residua BAINITE Bainite inferiore CINETICHE DI TRASFORMAZIONE DIAGRAMMI DI TRASFORMAZIONE Curve di trasformazione isotermica (TTT) Diagrammi di trasformazione al raffreddamento continuo BIBLIOGRAFIA

Capitolo quindicesimo TEORIA DELLA SOLIDIFICAZIONE

INTRODUZIONE TEORIA DELLA SOLIDIFICAZIONE SCALA DELLE STRUTTURE DI SOLIDIFICAZIONE SOTTORAFFREDAMENTO Cinetica del sottoraffreddamento Sottoraffreddamento termico Sottoraffreddamento costitutivo (da soluto) Sottoraffreddamento da curvatura NUCLEAZIONE ACCRESCIMENTO E STABILITÀ DELL’INTERFACCIA STRUTTURE DI SOLIDIFICAZIONE DEI METALLI PURI CRISTALLI SINGOLI MICROSTRUTTURE EQUIASSICHE STRUTTURE DI SOLIDIFICAZIONE DI SOLUZIONI SOLIDE INTERFACCIA PLANARE STRUTTURE CELLULARI STRUTTURE DENDRITICHE Effetto dell’orientamento cristallografico Influenza del tipo di diagramma di stato Effetto del sottoraffreddamento costitutivo. Effetto della velocità di solidificazione Ridistribuzione del soluto e microsegregazione nella solidificazione dendritica SOLIDIFICAZIONE RAPIDA SOLIDIFICAZIONE DI STRUTTURE EUTETTICHE Classificazione degli eutettici Intervallo di composizione operativo Dimensione degli eutettici STRUTTURE DI SOLIDIFICAZIONE DEI PERITETTICI SOLIDIFICAZIONE DI STRUTTURE MONOTETTICHE BIBLIOGRAFIA

Capitolo sedicesimo STRUTTURE DI SOLIDIFICAZIONE DEI METALLI PURI MONOCRISTALLI METALLICI METALLI PURI POLICRISTALLINI BORDI DEL GRANO BIBLIOGRAFIA

Capitolo diciassettesimo MICROSTRUTTURE DI SOLIDIFICAZIONE DEGLI ACCIAI E DELLE GHISE

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ACCIAIO MACROSTRUTTURA Tecniche metallografiche Transizione colonnare ⇒ equiassica MICROSTRUTTURA Spaziatura dei rami dendritici Inclusioni non metalliche GHISA MACROSTRUTTURA Celle eutettiche Cristallizzazione colonnare e equiassica MICROSTRUTTURA Eutettico austenite – grafite della ghisa grigia Eutettico austenite + Fe3C della ghisa bianca BIBLIOGRAFIA

Capitolo ventiduesimo STRUTTURE DI TRASFORMAZIOINE MASSIVA INTRODUZIONE METALLI PURI E PUNTI CONGRUENTI REGIONI BISAFICHE CINETICHE DI NUCLEAZIONE E CRESCITA STRUTTURE PIUMACEE CRESCITA DEL CRISTALLO SINGOLO RECENTI TEORIE SULLE TRASFORMAZIONI MASSIVE BIBLIOGRAFIA

Capitolo ventitreesimo STRUTTURE DA TRASFORMAZIONI INVARIANTI INTRODUZIONE STRUTTURE EUTETTOIDICHE ORIENTAMENTO DELLE COLONIE E NUCLEAZIONE DELLA PERLITE Nucleazione della perlite sulla ferrite o cementite proeutettoide Spaziatura interlamellare della perlite ACCRESCIMENTO DELLA PERLITE EFFETTO DEGLI ELEMENTI DI LEGA STRUTTURE PERITETTICHE E PERITETTOIDICHE STRUTTURE PERITETTOIDICHE STRUTTURE PERITETTICHE Meccanismi di formazione peritettica Strutture peritettiche controllate dalla nucleazione Formazione peritettica in condizioni di non equilibrio Trasformazioni Peritettiche Cascate di peritettici Microstrutture peritettiche Strutture peritettiche nelle leghe ferrose Sistemi multicomponenti BIBLIOGRAFIA

Capitolo diciottesimo INTRODUZIONE ALLE STRUTTURE DI TRASFORMAZIONE IN FASE SOLIDA TRASFORMAZIONI ALLO STATO SOLIDO MICROSTRUTTURE MULTIFASE SUBSTRUTTURE CRISTALLOGRAFIA BIBLIOGRAFIA

Capitolo diciannovesimo STRUTTURE DI PRECIPITAZIONE DA SOLUZIONI SOLIDE INTRODUZIONE NUCLEAZIONE E ACCRESCIMENTO MECCANISMI DI PRECIPITAZIONE STRUTTURA DI WIDMANSTÄTTEN PRECIPITAZIONE CELLULARE O DISCONTINUA SEQUENZE DI PRECIPITAZIONE BIBLIOGRAFIA

Capitolo Ventesimo STRUTTURE DA TRASFORMAZIONI SPINODALI INTRODUZIONE CENNI SULLA TEORIA DELLA DECOMPOSIZIONE SPINODALE MICROSTRUTTURA BIBLIOGRAFIA

Capitolo ventunesimo STRUTTURE ORDINATE INTRODUZIONE BORDI ANTIFASE ORDINE A LUNGO E CORTO RAGGIO SUPER RETICOLO L10 (STRUTTURA CuAu I) SUPER RETICOLO L12 (STRUTTURA Cu3Au) SUPER RETICOLO B2 (STRUTTURA FeAl) SUPER RETICOLO D03 (STRUTTURA Fe3Al) BORDI ANTIFASE GENERATI DALLE DISLOCAZIONI BIBLIOGRAFIA

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Capitolo ventiquattresimo STRUTTURE MARTENSITICHE INTRODUZIONE MARTENSITE NELLE LEGHE FERROSE TEORIA CRISTALLOGRAFICA Relazioni d’orientamento e piano abituale Morfologia TEMPERATURA DI TRASFORMAZIONE RINVENIMENTO DELLA MARTENSITE MARTENSITE IN SISTEMI NON FERROSI SISTEMI METALLICI SISTEMI CERAMICI ALTRI SISTEMI MATERIALI A MEMORIA DI FORMA BIBLIOGRAFIA

Capitolo venticinquesimo STRUTTURE BAINITICHE


PROPRIETÀ MACROSCOPICHE CONCLUSIONI BIBLIOGRAFIA

INTRODUZIONE BAINITE SUPERIORE RILIEVI SUPERFICIALI BAINITE INFERIORE BAINITE INVERSA BAINITE GRANULARE BAINITE COLONNARE BAINITE NEI SISTEMI NON FERROSI BIBLIOGRAFIA

Capitolo ventottesimo

Capitolo ventiseiesimo STRUTTURE D’INTERDIFFUSIONE INTRODUZIONE ANALISI DELLE MICROSTRUTTURE D’INTERDIFFUSIONE IDENTIFICAZIONE DEGLI STRATI E BORDI DELL’INTERDIFFUSIONE ANNOTAZIONI STENOGRAFICHE PER STRATI E BORDI CLASSIFICAZIONE DEI BORDI MAPPE DI MICROSTRUTTURE D’INTERDIFFUSIONE ESEMPI DI MICROSTRUTTURE D’INTERDIFFUSIONE Sistemi binari Sistemi base rame Coppie di diffusione Cu-Ni-Zn. Sistemi base nichel Coppie di diffusione René/Inconel. Rivestimento di NiCoCrAlYRe su Inconel 738 Sistemi che formano siliciuri BIBLIOGRAFIA

Capitolo ventisettesimo STRUTTURE DEFORMATE PLASTICAMENTE INTRODUZIONE EVOLUZIONE MICROSTRUTTURALE PER SUDDIVISIONE DEL GRANO PROCESSI FONDAMENTALI DI SUDDIVISIONE DEL GRANO Suddivisione del grano con facile mobilità tridimensionale delle dislocazioni Suddivisione del grano con ristretta mobilità tridimensionale delle dislocazioni Miglioramento della mobilità tridimensionale delle dislocazioni Effetti locali Suddivisione macroscopica dei grani PARAMETRI MICROSTRUTTURALI: ANALISI QUANTITATIVA E TEORICA DEFINIZIONE E MISURAZIONE DEI PARAMETRI Evoluzione degli angoli di disorientamento e della spaziatura del bordo Misurazioni in scala e relazioni invarianti Grani geometricamente necessari ad elevato angolo di disorientamento e componenti della tessitura Strutture di dislocazioni a bassa energia Modello di slittamento

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MICRSTRUTTURE DA RECUPERO, RICRISTALLIZZAZIONE E CRESCITA DEL GRANO INTRODUZIONE LO STATO DEFORMATO RECUPERO CAMBIAMENTI DELLE PROPRIETÀ RICRISTALLIZZAZIONE SITI DI NUCLEAZIONE ACCRESCIMENTO DEI GRANI NUCLEATI CRESCITA DEL GRANO BIBLIOGRAFIA

Capitolo ventinovesimo TESSITURA DELLE STRUTTURE INTRODUZIONE EVOLUZIONE E CONTROLLO DELLA TESSITURA SOLIDIFICAZIONE DEFORMAZIONE PLASTICA RICRISTALLIZZAZIONE E ACCRESCIMENTO DEL GRANO. DEPOSITO DI FILM SOTTILI CAMPI MAGNETICI CARATTERIZZAZIONE DELLA TESSITURA E DETERMINAZIONE SPERIMENTALE DIFFRAZIONE CLASSICA E TECNICHE DI MISURAZIONI DELLE FIGURE POLARI. MISURE DELL’ORIENTAMENTO DEI SINGOLI CRISTALLI MICROTESSITURA, CARATTERE DEL BORDO GRANO E GRADIENTI DI TESSITURA MODELLO DELL’EVOLUZIONE DELLA TESSITURA BIBLIOGRAFIA


Capitolo secondo

MONTAGGIO DELLE PROVETTE Il montaggio delle provette in pastiglie di plastica (o, in morsetti meccanici) è necessario per varie ragioni, quali: • la facilitazione della manipolazione; • la forma e dimensioni standard del montaggio che possono essere previsti per non avere alcuno spigolo affilato tale da danneggiare le carte di levigatura e i panni di lucidatura e polimentazione; • il mantenimento dell’integrità delle provette che contengono componenti fragili o friabili, il cui taglio è eseguito dopo montaggio per evitare la frammentazione e la distorsione; • il netto miglioramento della planarità degli spigoli delle provette destinate all’osservazione di strati superficiali sottili. Una provetta può essere montata prima o dopo il taglio, dopo la lavorazione preliminare o anche dopo alcuni passaggi d’abrasione. Comunque, lo stadio nel quale s’esegue il montaggio ha poca influenza sul processo o sugli stadi successivi della preparazione. Oggi quasi tutte le provette sono montate in pastiglie di plastica, non solo per facilitarne la manipolazione, ma anche per permetterne la preparazione automatica. Tuttavia, esistono alcune circostanze in cui sono più utili i montaggi con morsetti meccanici o in specifici platorelli, da usare su macchine automatiche, studiati per bloccare provette non inglobate dalle più varie forme. Una volta le provette erano colate in blocchetti di zolfo o di leghe a basso punto di fusione, ma questi metodi generavano tali complicazioni di preparazione e d’attacco che sono stati completamente abbandonati a favore delle pastiglie di plastica assai più efficaci e semplici. MONTAGGIO IN MORSETTI MECCANICI La provetta, o un gruppo di provette, è stretto in un blocchetto massiccio, tale da poter essere facilmente manipolato. Esempi di montaggi in morsetti sono schematizzati in figura 2.01.

Figura 2.01. Metodi meccanici di montaggio di piccole provette.

Il materiale del morsetto dovrebbe essere preferibilmente della stessa natura di quello della provetta per composizione e durezza. Se questo non è possibile, dovrebbe avere 5

le stesse caratteristiche di resistenza all’abrasione e alla lucidatura quando è importante il mantenimento dell’integrità degli spigoli della provetta (parte prima capitolo 9). Deve possedere anche caratteristiche d’attacco simili, o essere inerte alle soluzioni d’attacco, quando la provetta deve essere attaccata dopo polimentazione; in alternativa, dovrebbe essere isolato elettricamente dalla provetta, per evitare problemi di corrosione galvanica. Il lavaggio dell’insieme, tra i vari stadi della preparazione, deve essere particolarmente accurato. Un ulteriore problema s’incontra dopo l’attacco; infatti, è difficile ottenere un contatto perfetto tra la provetta e morsetto e le soluzioni d’attacco tendono a colare negli interstizi, generando macchie sulla provetta. Si può limitare questo inconveniente inserendo spaziatori sottili di metallo tenero tra il morsetto e la provetta (figura 2.01, in basso a destra), purché il materiale spaziatore non interferisca con l’attacco. Si può usare anche un film di materiale plastico. Un risultato analogo s’ottiene se si rivestono le superfici della provetta con uno spesso strato di resina fenolica o epossidica, soprattutto se l’insieme è assemblato prima d’aggiungere la resina. Anche la pressione di serraggio è importante. Infatti, restano fessure tra il morsetto e i componenti assemblati se il serraggio è troppo lasco, mentre si può danneggiare la provetta se il serraggio è troppo forte. La natura del montaggio meccanico e le precauzioni che si devono prendere ne limitano l’applicazione, perché il metodo è generalmente considerato scomodo. Tutto questo tende ulteriormente a restringere l’applicazione del montaggio meccanico ai casi dove il montaggio in plastica non è possibile. Quando si dispone di una macchina levigatrice e polimentatrice automatica, è possibile fissare le provette non inglobate in resina su platorelli specifici, che possono bloccare almeno 3 provette, poste a 120° fra loro, di forma qualsiasi. La provetta sporge dal platorello qualche mm ed è levigata sulla sezione di taglio, purché il montaggio nel platorello sia eseguito con apposito attrezzo che consente di mantenere la provetta nella giusta posizione fino al bloccaggio meccanico con una o due viti. Alcuni tipi di platorelli utili allo scopo sono illustrati in figura 2.02. È ovvio che tale preparazione non permette il mantenimento dello spigolo della provetta e quindi tale procedura è utile solo per gli esami della microstruttura massiva.

Figura 2.02. Esempi di platorelli per il bloccaggio e la lavorazione metallografica di provette informi non inglobate. Metodi meccanici di montaggio di piccole provette, commercializzati da Kemet International.


MONTAGGIO IN PASTIGLIE DI PLASTICA Le caratteristiche delle plastiche usate per il montaggio metallografico sono numerose e piuttosto complesse, tanto che nessuna plastica oggi disponibile le possiede tutte contemporaneamente. Quindi, è utile disporre di vari tipi di plastica per metallografia in modo da scegliere la migliore e più adatta ad ogni applicazione. Note le necessità di una particolare applicazione, si dovrebbe scegliere la plastica disponibile con le proprietà conosciute più idonee per soddisfare le specifiche esigenze. CARATTERISTICHE DELLE PLASTICHE DA MONTAGGIO Le plastiche destinate al montaggio delle provette dovrebbero possedere le seguenti caratteristiche: • il processo di stampaggio della plastica di montaggio non deve danneggiare fisicamente la provetta causando distorsioni o cambiamenti strutturali tali da compromettere il successivo esame microscopico. La polimerizzazione della plastica non deve scaldare la provetta a temperatura e per tempi che possano causare cambiamenti strutturali. Questi requisiti sono indispensabili; • la plastica deve possedere un’adeguata resistenza alla temperatura, per reggere a temporaneo riscaldamento della provetta durante la levigatura, lucidatura e polimentazione; • la plastica deve possedere un’adeguata resistenza ai reagenti chimici e ai solventi che vengono a contatto con la provetta montata durante l’attacco e il lavaggio. La plastica non è idonea quando si deteriora durante l’attacco o il lavaggio e i suoi prodotti di reazione macchiano la superficie della provetta; • la plastica non deve variare troppo di volume durante la polimerizzazione per evitare che si formino fessure all’interfaccia con la provetta. Se ciò accade è possibile il trasudamento delle soluzioni d’attacco o lavaggio dalla fessura con formazione di macchie sulla superficie

• • • •

della provetta. Inoltre non è più garantito il mantenimento della planarità dei bordi della provetta, requisito assolutamente necessario quando si devono mantenere intatti gli strati sottili (come gli ossidi) sulla superficie della provetta; la plastica dovrebbe essere sufficientemente fluida alla temperatura di polimerizzazione per penetrare e riempire piccoli pori e micro fessure eventualmente presenti nella provetta, soprattutto quando la porosità o le fessure possono dare spurghi delle soluzioni d’attacco o possono riempirsi di residui dell’abrasione, lucidatura e/o polimentazione che rovinano i panni e macchiano la provetta durante la preparazione e l’attacco; la plastica deve possedere una velocità d’abrasione, lucidatura e polimentazione simile a quella del materiale della provetta quando si desidera il mantenimento della planarità dei bordi della provetta; la plastica deve essere elettricamente conducibile quando la provetta deve essere polimentata e attaccata elettroliticamente, o esaminata al microscopio elettronico a scansione (SEM), o analizzata con microsonda elettronica; la plastica dovrebbe essere sufficientemente trasparente per vedere la forma e le caratteristiche dei lati della provetta montata; la plastica dovrebbe avere una riflettività quanto più possibile diversa da quella del materiale della provetta per generare un buon contrasto all’interfaccia; la plastica dovrebbe essere facilmente reperibile e semplice da stampare; la plastica non dovrebbe essere troppo costosa, benché il costo sia da valutare nel contesto globale dell’esame metallografico.

In tabella 2.01 sono paragonate le proprietà di varie plastiche, che rappresentano quelle più comunemente usate in metallografia, sebbene non siano esaustive.

Tabella 2.01. Proprietà tipiche delle plastiche più comunemente usate per il montaggio a caldo (stampaggio) e a provette metallografiche. Plastiche da stampaggio a caldo Condizioni di stampaggio Temperatura Coefficiente di deforma- d’espansione Plastica Tipo Trasparenza Temperatura Pressione termica(b), Tempo zione a cal(°C) (Bar) (a) do (°C) (mm/mm °C) Polvere fenolica Termoinduren3,0÷4,5 170 4,0÷5,0 5 min 140 Opaca da stampaggio te(c) x 10-5 Polvere acrilica (polimetilmeta5÷9 Termoplastica 150 4,0÷5,0 \ 65 Acqua bianca crilato) da stamx 10-5 paggio

Resina epossidica Termoindurenda stampaggio te(d)

20÷40

\

24 ore

60(e)

4÷7 x 10-5

Resina allilica da Termoindurenstampaggio te(f)

160

2,5÷3,0

6 min

150

3÷5 x 10-5

6

freddo (da colata) di

Resistenza chimica Non resiste ad acidi o basi forti Non resiste ad acidi forti

Buona resistenza alla maggior parte Chiara, ma di degli acidi e basi. colore Scarsa resistenza leggermente all’acido nitrico bruno concentrato e acetico glaciale Non resiste ad aciOpaca di o basi forti


derabile la formazione di fessure tra provetta e plastica; 7. le difficoltà d’espulsione generalmente dipendono dal danneggiamento delle superfici dello stampo. È buona pratica oliare le superfici con silicone per stampi. Sono disponibili bombolette spray d’oli lubrificanti al silicone. Tale pratica è pressoché indispensabile con le plastiche formvar. I più comuni difetti di stampaggio e loro cause sono: 1. le cricche radiali, che usualmente si formano per eccessivo sforzo nel blindaggio della provetta, le cui dimensioni sono troppo grandi per il cilindro dello stampo, specialmente quando la provetta contiene spigoli vivi (figura 2.12). Tali cricche possono essere eliminate arrotondando gli spigoli della provetta, riducendo la temperatura di stampaggio e portando la pastiglia a temperatura ambiente prima di rimuovere la pressione applicata; 2. le cricche trasversali, che si formano generalmente per sviluppo di gas dalla plastica o dalla provetta; l’essiccazione della plastica e della provetta prima dello stampaggio può ridurre questo problema. Le cricche trasversali si possono manifestare quando si usa uno stampo inizialmente troppo caldo; 3. le aree porose e friabili, che possono dipendere dall’insufficiente pressione di stampaggio, insufficiente tempo di polimerizzazione, e/o dal caricamento della plastica in uno stampo troppo caldo (figura 2.13). Quando l’area porosa si trova al centro della pastiglia, la principale causa è l’insufficiente durata in temperatura; questo difetto è ben visibile nelle pastiglie di plastica trasparente (figura 2.14); 4. la curvatura della superficie frontale o posteriore della pastiglia, che generalmente deriva dall’insufficiente durata della polimerizzazione o dall’insufficiente pressione, quando la plastica si trova sopra la temperatura di distorsione.

Figura 2.14. Pastiglia di plastica acrilica con porosità centrale per insufficiente durata dello stampaggio in temperatura.

MONTAGGIO CON PLASTICHE COLATE Il solo equipaggiamento richiesto per ottenere pastiglie con plastiche liquide da colata è un semplice recipiente o stampo d’appropriata forma. La straordinaria aderenza delle resine epossidiche a molti materiali può generare qualche complicazione di scassettamento. Tale problema non esiste se si sfrutta la tecnica di montaggio, come quella illustrata in figura 2.15b. Può essere prevenuto usando una disposizione come quella schematizzata in figura 2.15a, dove il tubo di plastica che costituisce lo stampo diventerà parte permanente del montaggio.

Figura 2.15. Stampi adatti per colare plastiche epossidiche. La base dello stampo tubolare in a) deve essere spianata con carta abrasiva per assicurare la tenuta. Lo stampo in d) può essere fabbricato anche con gomma al silicone (vedi testo).

Fabbricazione di uno stampo di PVC bagnabile per resine epossidiche La seguente ricetta descrive il metodo per preparare uno stampo di PVC per il montaggio schematizzato in figura 2.15d. Preparare un mandrino di metallo liscio, lungo circa 200 mm e del diametro desiderato per lo stampo di montaggio. Scaldare il mandrino a circa 120 °C e immergerlo per circa 30 s alla profondità di circa 25 mm in una pasta di PVC bagnabile da poco preparata. Rimuovere e permettere alla coppa di plastica che si è formata di raggiungere la temperatura del mandrino, per un tempo sufficiente affinché la plastica cambi colore da bianco latte a translucido bruno. Se preferito, il mandrino può essere inserito in un fornetto a 120 °C finché avviene il cambiamento di colore della plastica. Lasciare raffreddare fino a temperatura ambiente e staccare la coppa di PVC, manual-

Figura 2.12. Pastiglia di plastica con cricca presso uno spigolo della provetta.

Figura 2.13. Esempi d’inglobatura a caldo in bakelite: a) pastiglia inutilizzabile, ottenuta a temperatura corretta, ma con pressione insufficiente; b) pastiglia inutilizzabile, ottenuta a pressione corretta, ma con temperatura insufficiente; c) pastiglia adeguata, ottenuta a temperatura e pressione corrette.

14


mente o con un soffio d’aria compressa convogliato lungo l’interfaccia mandrino/plastica.

gomma catalizzata è allora colata nello stampo alla periferia del modello, dove deve fluire lentamente per ridurre la probabilità d’intrappolamento d’aria. Si riempie completamente lo stampo e si lascia per almeno 24 ore a temperatura ambiente, affinché la gomma polimerizzi completamente. Infine si riscalda in aria a 70 °C per 16 ore. Possono essere usati semplici stampi (figure 2.15a e 2.15c) lavorati a macchina da una barra di metallo, come l’alluminio, a condizione che le superfici interne siano mantenute ben pulite e siano trattate regolarmente con un appropriato distaccante. Le plastiche epossidiche si contraggono assai poco durante la polimerizzazione, perciò è difficile estrarre le pastiglie da uno stampo rigido di questo tipo. Analoghi stampi possono essere fabbricati con tubi di plastica acrilica, cui le resine epossidiche non aderiscono. Purtroppo, anche le plastiche acriliche sono rigide e così l’estrazione della pastiglia dallo stampo è difficile. Le plastiche più flessibili favoriscono l’espulsione della pastiglia. Il PVC è accettabile, il polietilene è eccellente. Con queste plastiche, non è essenziale ungere gli stampi con un distaccante al silicone, sebbene utile. La gomma al silicone è fra i migliori materiali per stampi per montaggi di plastica da colata al momento disponibili; infatti, possiede eccellenti caratteristiche di separazione ed essendo flessibile quanto basta anche quando le pareti sono spesse, permette una facile estrazione della pastiglia. Gli stampi di gomma al silicone sono semplici da costruire.

Fabbricazione di uno stampo di gomma siliconica per resine epossidiche La seguente ricetta descrive il metodo per preparare uno stampo di gomma siliconica utile per montaggi con resina epossidica tipo figura 2.15d. Bisogna scegliere un elastomero sufficientemente fluido e aggiungere una dose di catalizzatore dosata per ottenere la polimerizzazione in circa 20 minuti. La miscelazione si può fare in un bicchiere di carta o di metallo, vetro o plastica, semplicemente a mano o meccanicamente, cercando di inglobare la minor quantità d’aria possibile. L’aria intrappolata dovrebbe essere espulsa con trattamento sotto vuoto come indicato in figura 2.16. La miscela è allora colata in uno stampo come quello mostrato in figura 2.17.

La miscelazione dei due componenti è importante per ottenere un buon montaggio in plastiche epossidiche. Le proporzioni ottimali della base epossidica e dell’indurente reammidico, necessarie per i montaggi metallografici, che generalmente richiedono la preparazione di piccole quantità, sono talvolta diverse da quelle normalmente consigliate dal fabbricante; pertanto è necessario definirle sperimentalmente. Un’insufficiente quantità d’indurente può dare una pastiglia di durezza insufficiente; una quantità eccessiva genererà un importante aumento della temperatura durante l’indurimento e probabilmente anche la formazione di cricche. Una volta stabilite le giuste proporzioni, gli ingredienti devono essere misurati esattamente e poi miscelati con molta cura. Una cattiva miscelazione può dare regioni nella pastiglia non polimerizzate. Una vigorosa miscelazione ingloba inevitabilmente bolle d’aria nella miscela, la cui eliminazione richiede un tempo di decantazione talvolta lungo, prima della colata. Se la sola decantazione non è sufficiente, si può trasferire lo stampo, dopo la colata della resina, in una camera sotto vuoto, come quella illustrata in figura 2.16. Questo trattamento rimuove la maggior parte delle bolle d’aria intrappolate vicino alla provetta durante la colata. Il vuoto ottenibile con la pompa ad acqua è sufficiente; infatti, la plastica miscelata che si trova allo stato liquido non deve essere portata sotto vuoto più spinto di 200 Tor (200 mm Hg, circa 0,25 Bar) perché si potrebbe sviluppare una severa effervescenza. Alcuni tipi di resine epossidiche possono essere immagazzinate per molti mesi dopo la miscelazione, se refrigerate. Queste informazioni si possono ottenere dal fornitore. Il tempo di polimerizzazione richiesto per le resine epossidiche può essere ridotto considerevolmente scaldandole a moderata temperatura (50÷75 °C) ma, poiché il processo di polimerizzazione è esotermico, diventa difficile il controllo della temperatura soprattutto per le piccole dimensioni dello stampo metallografico. Una temperatura eccessiva durante la polimerizzazione della plastica genera schiuma, cricche e

Figura 2.16. Apparecchiatura per il trattamento sotto vuoto della plastica da colata.

Figura 2.17. Stampi con modello adatti per la colata di gomma al silicone per fabbricare uno stampo utile per il montaggio in resina epossidica del tipo di figura 2.15d.

Le dimensioni del modello di questo stampo sono quelle richieste dalla pastiglia finale. Il modello deve essere pulito perché tutte le imperfezioni saranno riprodotte nella gomma siliconica. Sopra il modello bisogna lasciare almeno 5 mm liberi. Tutte le superfici dello stampo, modello compreso, dovrebbero essere ingrassate od oliate, per esempio con gel di petrolio, per garantire una buona estrazione del modello dallo stampo; i distaccanti al silicone non sono adatti a tal scopo; lo sono, invece, quelli al polietilene. La miscela di 15


Tabella 3.02. Esempio di classificazione degli abrasivi secondo FEPA, JIS e ANSI. FEPA P

Øm μm

P12

1815

P16 P20

1324 1000

P24 P30 P36 P40

764 642 538 425

P50 P60

336 269

P80

201

P100

162

P120

125

P150 P180 P220

100 82 68

P240 P280 P320

58,5 ±2 52,2 ±2 46,2 ±1,5

FEPA F

P400

40,5 ±1,5 35,0 ±1,5

30,2 ±1,5 25,8 P600 ±1 21,8 P800 ±1 18,3 P1000 ±1 P500

Øm μm

F5 F6 F7 F8 F10 F12 F14 F16 F20 F22 F24 F30 F36 F40 F46 F54 F60 F70 F80

185

F90 F100 F120

154 129 109

F150 F180 F220

82 69 58

J100

F230

F280

Øm μm

P2500

MM

8

1000

7,8

5

1200

5,5

3,0 J4000 ±0,5 2,0 J6000 F1500 ±0,4 1,2 J8000 F2000 ±0,3

4000

3

8000

2

12000

1,2

Note: • FEPA distingue due grane: FEPA P per la carta e FEPA F per gli abrasivi solidi come le pietre abrasive. • Øm= diametro medio delle particelle. • MM = Micro-mesh a confronto con le altre classificazioni. • Le diverse grane vengono contraddistinte con numeri, corrispondenti al numero di linee per pollice (25,4 mm) del supporto considerato. Così, per esempio, a un abrasivo è attribuito il numero 150 se contiene 150 linee d’abrasivo per pollice. Questa tabella, non esaustiva, rappresenta soltanto un’introduzione all’argomento.

80 70 58

240

51

A prima vista, i processi di preparazione metallografica preliminare con abrasivo (levigatura) sembrano semplici e lineari, in quanto coinvolgono solo complicazioni della manipolazione derivanti dalla posizione della sezione che si vuole in un punto desiderato e che producono una superficie piana con la migliore finitura superficiale possibile. Ma, di fatto, questi stadi della preparazione metallografica possono avere conseguenze disastrose sui risultati micrografici finali, perché deformano plasticamente e occasionalmente scaldano uno strato superficiale di vario spessore. La microstruttura di questo strato può essere interpretata in modo errato, visto che non rappresenta quella reale della provetta. Questo porta ad uno dei problemi più critici della progettazione del processo di preparazione delle provette; tema che sarà trattato dettagliatamente nel capitolo 8. Nel processo di levigatura devono essere considerate due caratteristiche, cioè: • la velocità con cui il materiale è rimosso dalla provetta (velocità d’abrasione); • la natura e spessore dello strato deformato plasticamente che si genera sulla superficie in lavorazione. Le considerazioni su questi due parametri devono essere basate sulla conoscenza dei processi fisici che avvengono quando il punto di contatto di una particella d’abrasivo si muove lungo la superficie della provetta.

57

J360

48

J400

40

280

41,5

J500

34

320

33

J600

29

360

28

44,5 ±2

36,5 ±1,5

F360

J2000

F1200

150 180 220

22,8 ±1,5

10

6000

J150 80 J180 70 J220 58 Micro grane J240 80 J280 68

29,2 ±1,5

J1500

6,5 ±1 4,5 J3000 F1000 ±0,8

125

53 ±3

8,4 ±0,5

9,3 ±1

F800

100

F320

TEORIA DELLA LEVIGATURA J700

24

J800

20

17,3 J1000 ±1

16

P1200

F500

ANSI

125

J320

F400 15,3 ±1 12,6 P1500 ±1 10,3 P2000 ±0,8

JIS

R6001

Macro grane 4125 3460 2900 2460 2085 1765 1470 1230 1040 885 745 625 525 438 370 310 260 J60 218

F240 P360

Øm μm

F600

12,8 J1200 ±1

400

22,5

500

18

600

14

1500

CRITERI DEL MODELLO La morfologia di una particella d’abrasivo reale è estremamente complessa e irregolare (figure 3.01 e 3.02), ma solo una piccola frazione dei suoi punti viene realmente in contatto con la superficie della provetta (figura 3.02). Solo la forma di questa frazione importa realmente. La prima fase dello sviluppo di un modello teorico dell’azione di una particella d’abrasivo è quella di scegliere una forma semplice per rappresentare la frazione attiva. La forma più semplificata deve essere adeguatamente realistica e abbastanza semplice da rendere possibile l’analisi del processo. Una sfera è probabilmente la scelta più semplice

1800 2400

13 800

12

3200

20


ma non è sufficientemente realistica da essere accettabile. Molti ricercatori indipendenti hanno stabilito che i punti di una forma sferica non rimuovono materiale dalla superficie generando trucioli a forma di nastro, mentre tutti i processi d’abrasione rimuovono trucioli in abbondanza (figura 3.36). La scelta semplice successiva è di paragonare il punto abrasivo a una piramide che si muove in direzione perpendicolare a una delle sue facce. Su questo modello si basa la successiva discussione. I vari modi d’interazione tra il punto rappresentato da questo modello e una superficie del pezzo in lavorazione sono illustrati in figura 3.04, dove la particella d’abrasivo è rappresentata da un cubetto di vetro e la provetta da una superficie di plastilina.

Figura 3.03. Dettaglio del punto di contatto di una particella abrasiva di carburo di silicio grana 60. La carta era stata usurata con una provetta d’acciaio duro e poi usata per levigare una provetta d’ottone 70:30. La freccia indica un truciolo d’ottone che aderisce al bordo tagliente; ciò dimostra che solo una piccola frazione dello spigolo di questa particella era realmente attiva durante l’abrasione. Micrografia elettronica a scansione. 600 x circa.

Figura 3.04. Modello che illustra i possibili modi d’interazione tra una particella d’abrasivo e la superficie di una provetta. A) Particella slegata dal supporto, che può rotolare. B) Particella fissata al supporto, che ara un solco. C) Particella fissata al supporto che taglia e asporta un truciolo.

Figura 3.01. Tipica particella d’abrasivo carburo di silicio grana 220. Micrografia al microscopio elettronico a scansione. 1.000 x circa.

Si possono individuare tre modi d’interazione, cioè: 1. la particella d’abrasivo è svincolata dal supporto e rotola tra la superficie del pezzo in lavorazione e la superficie del supporto dell’abrasivo. Un vertice della particella incide il pezzo in lavorazione, poi cade lungo un bordo e infine un altro vertice o spigolo conia il pezzo e così via. Così si genera una traccia di coniature angolari sulla superficie della provetta. Nessun materiale è rimosso da questo meccanismo, benché una parte possa essere rimossa da un effetto secondario, come la rimozione delle rugosità ai bordi delle incisioni. Tuttavia, l’efficienza della rimozione del materiale tende a zero; 2. la particella d’abrasivo è fissata al supporto con orientamento tale da possedere un angolo acuto negativo tra la faccia che avanza e la superficie della provetta. Si genera un solco sulla superficie. Si forma una protuberanza come un’onda sollevata sul fronte della particella che avanza; il materiale è spostato nell’increspatura e dentro lo stesso solco (figura 3.05). Nessun materiale è rimosso dal meccanismo primario, benché effetti secondari siano ancora possibili. L’efficienza della rimozione del materiale tende a zero; 3. la particella d’abrasivo è fissata al supporto con orientamento tale da possedere un angolo acuto positivo tra la faccia che avanza e la superficie della provetta. Si forma un

Figura 3.02. Schema della particella d’abrasivo della figura precedente che illustra il modo in cui questa particella dovrebbe essere montata in un supposto abrasivo. Le frecce indicano la direzione di moto relativo della provetta e il punto della particella che potrebbe interagire con la superficie della provetta.

21


Figura 3.08. Apice dei solchi ottenuti su alluminio d’alta purezza (25 HV). Da a) a d) solchi prodotti con utensili prismatici. 125 x circa. Da e) a h) solchi prodotti da particelle d’abrasivo di una carta grana 220 al carburo di silicio. 500 x. In tutti i casi, sono indicati gli angoli di spoglia dei punti utensile. Tabella 3.03. Angolo critico di spoglia di taglio e percentuale di punti di contatto che tagliano, per una carta abrasiva nuova al carburo di silicio grana 220. Durezza Angolo critico % di Metallo o lega HV di spoglia punti taglienti Piomboa) 4 -35° 70 Alluminioa) 25 -5° 30 Ramea) 50 -45° 75 70 -35° 70 Ottone αa) Nichela) 130a) -25° 50 150b) -10° 40 Acciaio 255a)c) 0° 25 855d) -80° >95 Note: (a) Sedriks A.J. e Mulhearn T.O. (b) Acciai a medio carbonio. (c) Acciai trafilati a freddo 0,35 % C; Mulhearn T.O. e Samuels L.E. (d) Acciaio 1,4 % C, temprato.

La serie di fotografie nella colonna di destra di figura 3.08 conferma che il concetto d’angolo critico di spoglia di taglio è valido. Queste fotografie riprendono gli apici delle incisioni ottenute in un esperimento che sarà considerato più volte in seguito. La superficie di una provetta è lucidata e poi lavorata su una carta abrasiva; è applicato un carico normale e la provetta è traslata sulla carta abrasiva nel solito modo ma solo per pochi mm. Gli apici dei solchi che si sono così prodotti sono esaminati per determinare se il truciolo è stato tagliato o no. Spesso, si può osservare l’impronta del punto abrasivo sulla faccia lavorata alla fine del solco abraso; può allora essere stimato l’angolo di spoglia del punto abrasivo che ha generato il solco. Punti con angoli di spoglia, simili a quelli usati per il modello di figura 3.08 da a) a d) (utensili prismatici), sono stati scelti per illustrare le figure 3.08 da e) a h) (particelle abrasive reali). 21

Si può notare che i punti utensile del modello teorico e quelli reali dell’abrasivo si comportano in modo assai simile. Affinché non si pensi che questi concetti siano applicabili solo a materiali teneri, in figura 3.09 sono riportati alcuni esempi di apici di solchi prodotti da una carta abrasiva su acciai con varie durezze. In tutti i casi si sono generati trucioli di morfologia normale. I solchi incisi e i trucioli sono semplicemente più piccoli man mano aumenta la durezza del materiale della provetta. Le attese basate sul comportamento della massa non possono essere applicate al truciolo tagliato in questa scala, perché solo un piccolo volume di materiale è deformato da ogni punto; inoltre, questo volume è soggetto a sollecitazioni idrostatiche e di taglio durante la separazione del truciolo. Dalle fotografie dei tipi mostrati in figura 3.08 da e) a h), si può dedurre che i punti dell’abrasivo reale abbiano un intervallo effettivo di angoli di spoglia. Di conseguenza ci si aspetta che l’efficienza d'asportazione del materiale dovrebbe essere soprattutto determinata dalla frazione (f) di quei punti che hanno angoli di spoglia adatti per tagliare un truciolo. Questo dovrebbe essere determinato dalla distribuzione degli angoli di spoglia dei punti abrasivi del particolare tipo di dispositivo abrasivo e dal valore dell’angolo critico di spoglia per il materiale abraso. Il volume di materiale rimosso da uno dei punti taglienti dovrebbe allora essere determinato dalla lunghezza della traslazione, che è nota, e dell’area trasversale del solco prodotto. Dunque, bisogna considerare i parametri che controllano la dimensione dell’area trasversale del solco.

Figura 3.09. Apici dei solchi incisi nell’acciaio da carta abrasiva al carburo di silicio, grana 220. Durezza dell’acciaio a) 140 HV. 600 x circa. b) 450 HV. 500 x circa. c) 880 HV. 600 x circa.

Consideriamo dapprima l’incisione statica generata da un punto di contatto, visto come un penetratore della prova di durezza Vickers. Assumendo che tutti i punti siano sollecitati con lo stesso carico, ognuno lascerà un’impronta di deformazione plastica nel pezzo in lavorazione la cui area in pianta raggiungerà un valore caratteristico correlato alla durezza dello strato superficiale della provetta. Supponiamo che la profondità dell’incisione sia mantenuta quando il punto di contatto si muove. La sezione trasversale del solco sarà allora più piccola quanto più ottuso è l’angolo del punto utensile (figura 3.10a e 3.10b). Minori perturbazioni nella geometria del punto utensile non avranno molta importanza, ma il volume del solco sarà molto ridotto se il punto di contatto sarà piatto (figura 3.10c). La profondità è nulla quando la parte piana del punto possiede un’area sufficientemente estesa da mantenere in campo elastico la sollecitazione generata dal carico (figura 3.10d). Comunque, nel modello semplificato in prima approssimazione, è necessario assumere che i punti di contatto siano affilati e triangolari nella sezione trasversale e definire la loro forma e l’angolo incluso del punto.


a

a

a

b l

l

a

a

c

indicano che questa complicazione può anche essere ignorata nel modello in prima approssimazione. Inoltre, praticamente, i punti d’abrasivo producono solchi in una superficie che già contiene solchi delle stesse generali dimensioni e geometria, come quelli che si stanno formando; la geometria d’interazione tra i punti e la superficie della provetta è perciò molto più complessa di quella schematizzata in figura 3.10. Le correzioni che devono essere fatte al modello per il suo miglioramento sono di grandezza, piuttosto che di principio, cosicché, in prima approssimazione possono essere ignorate nel modello.

l

l

d

Figura 3.10. Variazione dell’area trasversale dei solchi prodotti da punti taglienti di diverse forme. Con durezza della provetta e carico applicato costanti, tutti i punti incidono la stessa area proiettata, ma c’è una considerevole variazione nella dimensione dell’area (ombreggiatura nera) fra i solchi prodotti.

Si può definire un fattore di forma: Φ = x/y, dove x è la profondità dell’incisione che ha prodotto un solco di larghezza y.

CARATTERISTICHE DELLE CARTE ABRASIVE RICOPERTE Due parametri sono importanti per caratterizzare un punto abrasivo: l’angolo di spoglia e il fattore di forma. Abbiamo visto che i punti di un utensile abrasivo reale possiedono vari angoli di spoglia e che solo una frazione possiede un angolo adatto per rimuovere materiale da una provetta di un particolare materiale tramite taglio di un truciolo. Ora è necessario considerare i dettagli di come questi concetti possano essere correlati a un utensile abrasivo reale. Il più comunemente usato in metallografia è un foglio di carta ricoperto con uno strato d’abrasivo di grana definita, le cui particelle sono incollate le une alle altre e al supporto. Il processo di fabbricazione delle carte assicura che l’asse longitudinale di ogni particella d’abrasivo sia quasi allineato normalmente al supporto. Le carte abrasive sono definite prodotti abrasivi ricoperti, o anche semplicemente carte abrasive, quando il supporto è una carta e carte abrasive ad acqua quando la colla è resistente all’acqua e la carta è impregnata con una resina resistente all’acqua. Considereremo per primo questo tipo d’utensile, non solo perché è il più usato in metallografia, ma anche perché è il caso più semplice di lavorazione abrasiva. La geometria del moto è semplice e l’abrasione avviene sotto un carico quasi costante. Alcuni tipi di carta abrasiva al carburo di silicio di diversa grana sono illustrati nelle figure 3.11÷3.14 e una in sezione nella figura 3.15.

Figura 3.11. Carta abrasiva al carburo di silicio grana 80 vista in pianta. 175 x circa.

Figura 3.13. Carta abrasiva al carburo di silicio grana 220 vista in pianta. 175 x circa. Figura 3.12. Carta abrasiva al carburo di silicio grana 150 vista in pianta. 175 x circa.

L’analogia statica sopra descritta non è esatta. Quando un punto utensile si muove è supportato solo dalla posizione della cresta o del truciolo che forma il tagliente che lavora. La profondità dell’incisione cambia, ma gli esperimenti 22


Provenienza della carta abrasiva Il lotto e il marchio della carta abrasiva (fabbricante) influiscono sulla velocità d’abrasione fino a circa il ± 10 %. Tale variabilità si osserva tra le carte di diversi lotti provenienti dallo stesso produttore e tra carte di diversi produttori. Per materiali del gruppo 2, levigati con carte abrasive all’ossido d’alluminio, alcuni lotti possono resistere a molte più traslazioni della provetta di altri prima che sia raggiunta una velocità d’abrasione stabile. Meccanismi di deterioramento delle carte abrasive Il principale meccanismo che deteriora le carte, nelle condizioni in cui sono normalmente usate, è la frattura dei punti utensile. Generalmente, un grosso frammento si rompe e si stacca dal punto, come illustrato in figura 3.17. Un punto può rompersi in questo modo durante la sua prima interazione con la provetta. Questo giustifica in modo generale il rapido decremento della velocità d’abrasione che spesso avviene nella vita della carta. La velocità d’abrasione raggiunta da quel momento in poi dipenderà dalla velocità con cui i punti continueranno a rompersi e dalla forma dei punti che diventano nuovi punti di contatto. Con alcune provette di materiali più teneri (cioè, alluminio d’elevata purezza, oro e ottone 70:30), il deterioramento delle carte d’abrasivo dipende dalla formazione di piani rugosi sulla superficie della carta. Questo sembra dipendere effettivamente dal processo di levigatura (figure 3.29÷3.32).

Figura 3.31. Carta abrasiva al carburo di silicio grana P240 usata per 2000 traslazioni per levigare l’argento. Vista di profilo. Tipiche particelle rotte indicate dalle frecce. SEM. 110 x circa.

Figura 3.32. Carta abrasiva al carburo di silicio grana P240 usata per 2000 traslazioni per levigare un ottone 60:40 al piombo. Vista di profilo. Le particelle sono integre. SEM. 140 x circa.

Grandi quantità di particelle d’abrasivo sono rotte a livello degli appiattimenti (figura 3.30), generando nuovi punti di contatto con la provetta. Di conseguenza il processo è parzialmente rigenerativo finché granuli d’abrasivo rimangono nello strato ricoperto. La più probabile spiegazione di questo effetto è che frammenti rotti dall’abrasivo al primo contatto siano inglobati nella superficie della provetta. Queste particelle inglobate dovrebbero allora causare anche una più estensiva frattura dei granuli ancora presenti sulla superficie della carta. Essi dovrebbero anche erodere la resina della colla. Questo effetto avviene variando i tipi di grana con i materiali menzionati, ma in maniera che non è apparentemente correlata alla velocità d’abrasione. Con la maggior parte dei materiali della provetta, il deterioramento avviene solo per semplice frattura del punto abrasivo. Alcuni tipici punti rotti sono indicati dalle frecce in figura 3.31. Generalmente, con questi materiali, la frattura avviene quasi sempre alla base di una particella d’abrasivo. La particella è rimossa dal sistema abrasivo e permette la generazione di nuovi punti di contatto. In tal modo sono mantenute ragionevoli velocità d’abrasione finché resta abrasivo nello strato superficiale della carta. Per valutare quantitativamente le variazioni in velocità d’abrasione osservate in pratica sono necessarie misurazioni del cambiamento dei punti di contatto. Esistono poche eccezioni degne di nota a questo compor-

Figura 3.29. Carta abrasiva all’ossido d’alluminio grana P240 usata per 2000 traslazioni per levigare alluminio d’elevata purezza. Vista di profilo. Appiattimenti rugosi formati sulla superficie della carta non appena ha incominciato a lavorare. Micrografia elettronica a scansione (SEM). 110 x circa.

Figura 3.30. Carta abrasiva usata per 2000 traslazioni, vista di profilo. Dettaglio di un appiattimento mostrato in figura 3.29. La particella d’abrasivo (freccia) è rotta al livello del piano. SEM. 1.300 x circa.

34


Essi generano un severo e rapido deterioramento delle carte abrasive, dalla grana 100 alle più fini. In figura 3.37 è rappresentato l’andamento dello spessore del materiale rimosso in funzione del numero di traslazioni su due carte abrasive usate per levigare un acciaio ad alto carbonio temprato e disteso alla durezza di 840 HV.

tamento generale. Alcuni materiali causano poche o nessuna frattura del punto (figura 3.32). Questi sono i materiali che hanno una velocità d’abrasione inaspettatamente alta per i loro livelli di durezza, come l’ottone 60:40 legato al piombo. È possibile che per questi materiali le forze sui punti abrasivi siano più basse a causa del minore attrito. Le carte illustrate in figura 3.29÷3.32 erano tutte irrorate con getto d’acqua durante l’uso e poco o nessun particolato d’abrasione restava sulla carta. Tuttavia, molto particolato d’abrasione s’accumula sulla carta quando è usata a secco o con fluido stagnante, come l’acqua non ricambiata da flusso continuo, ma non per i fluidi al silicone distaccanti per stampi. Nei casi più severi, il particolato s’accumula fino alla formazione di agglomerati metallici sulla banda della carta abrasiva (figura 3.33).

Figura 3.34. Micrografia elettronica a scansione di un impacchettamento mostrato in figura 3.33. 130 x circa.

Figura 3.33. Impacchettamenti di particolato su carta al carburo di silicio grana P240 usata per abradere ottone 70:30 lubrificata con carbonio tetracloruro. 4 x circa.

Questi agglomerati sono impacchettamenti di trucioli asportati dall’abrasione che si accumulano tra gruppi di particelle d’abrasivo (figura 3.34). Nei casi meno severi, gli interstizi tra le particelle d’abrasivo sono solo saltuariamente riempiti con particolato d’abrasione, che talvolta si agglomera in dimensioni tali da impedire ai punti utensile di venire in contatto con la superficie della provetta (figura 3.35). Questi agglomerati possono o no essere osservati a occhio nudo. Nei casi meno severi, piccoli gruppi di trucioli possono accumularsi sui singoli punti di contatto (figura 3.36). È ragionevole supporre che, in tutti i casi, il contatto tra la superficie della provetta e il punto abrasivo sia alterato. Così la velocità d’abrasione dovrebbe essere ridotta al variare della grana della carta. Le carte non si riempiono di particolato quando si usa un fluido siliconico. Presumibilmente, questo fluido previene la saldatura delle particelle di particolato fra loro e alla carta. L’importanza degli effetti dell’impaccamento del particolato fu studiata la prima volta da Wilman e dai suoi collaboratori, sebbene i loro studi si limitassero solo alle carte abrasive a base di smeriglio, che in ogni circostanza sono facilmente soggette ad intasamento. Per questa ragione, e per altre che saranno descritte più avanti, le carte allo smeriglio non sono raccomandate per la preparazione di provette metallografiche.

Figura 3.35. Impacchettamento di particolato su carta al carburo di silicio grana P240 usata per abradere ottone 70:30 lubrificata con acqua stagnante. 1.440 x circa.

Materiali con severo deterioramento della velocità d’abrasione (gruppo 3) Gli acciai ferritici, allo stato ricotto o bonificato, rappresentano il più importante esempio di materiali del terzo gruppo.

Figura 3.36. Gruppo di trucioli incollati a una particella di abrasivo di una banda della carta abrasiva, grana P240, riempita con cera e usata a secco per levigare un ottone 70:30. 1.000 x circa.

35


Queste strutture equiassiche si offuscano con l’aumento dello spessore delle celle a forma di piastrine (lunghe 1÷2 µm spesse 0,1÷0,2 µm), che possiedono bordi netti, e poi nelle celle di morfologia simile, ma con bordi progressivamente più sfumati. Ad eccezione dei grani equiassici più esterni, questa è la stessa sequenza di strutture che si osservano nel rame laminato a freddo con grandi riduzioni; le strutture della porzione più esterna dello strato frammentato corrispondono a quelle trovate nelle bande di taglio, mentre quelle delle porzioni più profonde corrispondono a quelle trovate nelle micro bande. Questo è in accordo con le ipotesi fatte precedentemente, cioè che lo strato frammentato provenga da una zona di taglio associata alla formazione del truciolo. Paragonando le strutture osservate in microscopia elettronica a trasmissione (TEM) nello strato frammentato con quelle osservate nello stesso materiale compresso ad una deformazione nota è possibile stimare approssimativamente il gradiente di deformazione nello strato. Una stima di questo tipo è indicata in figura 4.37, che ingrandisce le deformazioni nello strato frammentato. I subgrani equiassici presenti in superficie non sono trovati nella massa del materiale deformato, ma è noto che risultano dalla ricristallizzazione o dal rilassamento della banda di taglio o dalle strutture delle micro bande. I grani ricristallizzati derivano quasi certamente dalla modificazione termica di queste strutture. La ricristallizzazione può avvenire a temperatura ambiente in alcuni materiali, incluso il rame, alterati da deformazioni abbastanza grandi; tuttavia nel materiale usato nell’indagine riassunta in figura 4.42 è probabile che la ricristallizzazione risulti da un riscaldamento a temperatura di 100÷150 °C. In ogni caso, l’entità con cui le strutture deformate sono modificate termicamente è normalmente diversa per metalli e leghe differenti. In termini generali, sono più facilmente modificate nei metalli con più basso punto di fusione; per esempio, la ricristallizzazione è grande per lo zinco e lo stagno, tanto da essere rilevata in microscopia ottica. La ricristallizzazione può non avvenire nei metalli con elevato punto di fusione, in cui i subgrani a forma di placchette delle strutture delle bande di taglio dovrebbero emergere in superficie. Il fatto che gli strati più esterni di superfici levigate siano composti da piccoli subgrani è stato anche dedotto da ricerche in diffrazione elettronica a fascio radente. Questa tecnica d’indagine fornisce anche l’informazione addizionale sulla tessitura dei subgrani con orientamento preferenziale; cioè, un particolare piano cristallografico in ogni subgrano è allineato quasi parallelamente alla superficie, ma l’orientamento di tali piani rispetto alla direzione ortogonale alla superficie varia casualmente in un certo intervallo. La tessitura determinata è soltanto una media per unità di superficie. La modifica della tessitura media con la profondità può essere seguita rimuovendo strati successivi con l’attacco chimico o elettrolitico. Un modello caratteristico di tessiture, illustrato schematicamente nell’inserto di figura 4.42, è trovato in superfici levigate di tutti i metalli. Queste tessiture sono simili a quelle sviluppate nella massa dalla laminazione a freddo, dove la variazione della tessitura con la profondità corrisponde alle variazioni che avvengono con la diminuzione della deformazione a freddo. Comunque, gli assi della fibratura sono inclinati rispetto alla direzione di moto dei punti abrasivi, ad eccezione degli strati più esterni; un’inclinazione che deve correlarsi alla direzione della sollecitazione risultante appli-

caratteristiche saranno ingrandite dal rapporto d’inclinazione ma in direzione opposta a quelle della superficie originale. Strato frammentato La microscopia ottica suggerisce che esista generalmente un bordo relativamente netto tra lo strato frammentato e lo strato deformato (figure 4.35 e 4.41) e dà anche un’ulteriore informazione sulla struttura dello strato. Questa struttura è stata chiarita efficacemente dalla microscopia elettronica a trasmissione (TEM) di sezioni sottili, la cui interpretazione è stata confermata e supportata dalla diffrazione elettronica a trasmissione.

Figura 4.41. Dettaglio della provetta mostrata in figura 4.34a. Fasci di impronte di deformazione geminata e diffuse bande di deformazione che si estendono preferenzialmente sotto i singoli solchi superficiali. Attacco cloruro ferrico. Rapporto d’inclinazione 8,2. 1.000 x.

In figura 4.42 è schematizzata la struttura dello strato frammentato in una superficie di una provetta di rame levigata, studiata al TEM.

Figura 4.42. Schema delle strutture osservate in microscopia elettronica a trasmissione, nello strato frammentato di una provetta di rame levigata, e rappresentazione del tipo d’orientamento della tessitura atteso nei subgrani.

Lo strato più esterno (spessore ~150 nm) è composto da piccoli grani equiassici (Ø ~ 30 nm) con alcuni grani equiassici più grandi che contengono geminati di ricristallizzazione. 60


cata nel taglio abrasivo. Un’ulteriore importante caratteristica è che le tessiture sviluppate sono indipendenti dall’orientamento del cristallo genitore. Così tutte le tracce della struttura cristallina sottostante, inclusi i bordi grano, sono cancellate nello strato frammentato, come si può vedere direttamente in figura 4.53. Finora abbiamo considerato soltanto la struttura media dello strato superficiale. Accettando il meccanismo generale dell’abrasione discusso nel capitolo 3, si potrebbero ottenere alcune indicazioni delle variazioni delle strutture di deformazione attese sotto i singoli solchi tramite indagini delle superfici lavorate con utensili che possiedono vari angoli di spoglia. Questi studi indicano che lo spessore dello strato frammentato e dello strato deformato aumentano con la profondità di taglio e con l’aumento progressivo dell’angolo di spoglia negativo. Tuttavia, la massima deformazione della superficie è virtualmente indipendente dalla profondità di taglio e dall’angolo di spoglia; ne segue che il gradiente di deformazione diventa più scosceso col diminuire dello spessore dello strato frammentato. Lo spessore dello strato frammentato di conseguenza può variare nella superficie levigata in modo correlato alla profondità del solco a cui è associato, ma non ne è completamente dipendente. La massima deformazione nello strato può essere circa la stessa in ogni punto della superficie. In un certo senso, lo strato frammentato è soltanto una porzione fortemente deformata dell’intero strato deformato; tuttavia, è conveniente distinguerlo dallo strato deformato, perché le deformazioni nello strato frammentato sono molto grandi e crollano rapidamente fino al suo limite. La struttura dello strato frammentato di conseguenza è significativamente diversa da quella del restante strato deformato in tutti i metalli e leghe. L’aggettivo frammentato deve essere correttamente interpretato. Il cristallo genitore è stato frammentato soltanto nel senso che è stato suddiviso in un notevole numero di unità più piccole. Ogni unità è ancora pienamente cristallina e i bordi tra le unità sono normali.

Figura 4.43. Distorsione ottenuta durante la formazione ortogonale del truciolo, di una serie di bande verticali tracciate sulla superficie del pezzo in lavorazione.

Figura 4.44. Superficie di una lega eutettica bismuto-argento levigata su carta al carburo di silicio grana 600. La superficie è stata attaccata per sciogliere la fase bismuto, quella continua dell’eutettico, lasciando i nastrini d’argento in rilievo. Si può vedere l’estensione del flusso di deformazione plastica parallela alla superficie di questi nastrini. Micrografia elettronica a scansione elettronica . 2.200 x.

Traslazione parallela alla superficie La traslazione parallela alla superficie, con la compressione normale, si può manifestare durante la formazione del truciolo in ogni processo di lavorazione meccanica. Si può osservare come ciò avvenga, esaminando la distorsione di un reticolo inciso sulla faccia del pezzo in lavorazione. La figura 4.43 schematizza la distorsione di una serie di reticoli orientati verticalmente alla direzione di taglio di un utensile. Le impronte sono stirate intorno al filo dell’utensile che avanza. Questo può avvenire anche durante l’abrasione. Tuttavia, il fattore importante è la profondità di questa distorsione, perché un flusso plastico molto grande, parallelo alla superficie, può oscurare molte caratteristiche strutturali. L’ordine degli effetti attesi nel processo d’abrasione metallografica è illustrato in figura 4.44, che mostra la superficie di una lega eutettica bismuto-argento, levigata su una carta abrasiva al carburo di silicio grana 600. La fase continua dell’eutettico (Bi) è stata rimossa dallo strato superficiale con attacco chimico selettivo dopo l’abrasione, lasciando in rilievo le strisce della fase argento dell’eutettico. Queste strisce sono state certamente piegate nella direzione d’abrasione, ma significativamente solo nel sottile strato superficiale.

Figura 4.45. Stessa lega eutettica bismuto-argento di figura 4.44, ma lucidata su allumina da 3 µm e infine polimentata su allumina 0,05 µm. I nastrini d’argento in rilievo dopo dissoluzione del bismuto sono praticamente privi di deformazione. Micrografia elettronica a scansione. 2.200 x.

61


Sn Metallo tipo Pb Zn Vetro Pb Vetro Na Cu-Sn Vetro pirex Cu CaCO3 Ni Quarzo Mo

Metallo di Wood

ne abrasiva (torbida) sulla superficie di sfregamento del disco. La luce emessa dalle scintille è stata analizzata nel 20° secolo, mediante fotocellule sensibili all’infrarosso, tramite le quali, previa adeguata taratura, fu possibile stabilire la temperatura delle macchie emesse. Generalmente la temperatura aumenta con il carico e la velocità di rotazione, dopo il superamento del carico di soglia. Almeno nel caso di metalli con basso punto si fusione, la temperatura raggiungeva al massimo quella del punto di fusione del metallo. Tuttavia, erano richieste condizioni molto severe di sfregamento degli acciai sul vetro prima che la temperatura superasse i 500 °C e che la durata delle scintille superasse i 4 ms. La conclusione tratta fu che le scintille di luce erano emesse da punti caldi transienti sviluppati dalle asperità della superficie che scivola. Comunque, più tardi, Heighway e Taylor hanno ripetuto questi esperimenti usando apparecchiature più sofisticate per analizzare le caratteristiche della luce emessa dalle scintille. Essi dedicarono particolare attenzione alla crescita del tempo e giunsero ad un’indiscutibile evidenza che i punti caldi non erano prodotti sulla superficie del metallo, ma derivavano dal recupero della deformazione di piccoli pezzi di vetro che erano stati precedentemente tagliati dalla superficie del disco di vetro e inglobati nella superficie metallica in sfregamento. L’evidenza indiretta, proposta da Bowden e Hughes, era basata su un’ampia serie di esperimenti la cui interpretazione indicava che era il punto di fusione relativo che determinava se una particolare polvere lucidava un particolare metallo e non le relative durezze. Questi risultati furono considerati per molti anni un’incontestabile evidenza che la superficie poteva fondere, o riscaldarsi a una temperatura prossima al punto di fusione, prima di essere lucidata. Tuttavia, Rabinowiz puntualizzò in una dettagliata analisi che i risultati sperimentali di Bowden e Hughes non erano conclusivi come si era creduto per molto tempo. La correlazione tra temperatura di fusione del metallo e la sua capacità di essere lucidato non vale per i metalli con alto punto di fusione (figura 5.08).

Punto di fusione della polvere (°C)

4000

questa linea.

Da questo fatto si può concludere che gli esperimenti di Bowden e Hughes non considerano, di fatto, il ruolo della durezza relativa, o del tipo di taglio abrasivo, come i principali fattori della lucidatura. Un aumento della temperatura di solo 100÷200 °C (e questo è possibile, come si è detto) dovrebbe addolcire i metalli con basso punto di fusione quanto basta per ridurre la loro durezza sotto quella della polvere di lucidatura. Metalli con alto punto di fusione, d’altra parte, non dovrebbero essere addolciti significativamente e il fattore decisivo dovrebbe essere la durezza relativa del metallo non addolcito rispetto alla polvere di lucidatura. L’evidenza indiretta che non sono ottenute alte temperature durante la lucidatura metallografica è trovata quando le strutture fini delle superfici lucidate sono osservate in microscopia elettronica a trasmissione. Questa evidenza, che sarà discussa più avanti, indica che, al massimo, sono raggiunte temperature di 100÷150 °C, certamente insufficienti per la fusione della maggior parte dei metalli. Continuità della cristallizzazione dei depositi Ai tempi in cui Beilby sviluppò e propose la propria teoria, era noto che un cristallo cresce sulla superficie di un altro con lo stesso orientamento del substrato su cui nuclea e che esiste una relazione tra le strutture cristalline dei due cristalli. Questo fenomeno è conosciuto come sovracrescita orientata o epitassia. La presenza di uno strato di Beilby in ogni sua manifestazione, come proposta, dovrebbe evitare l’epitassia.

e le on ua fusi g U di o nt pu

Cr2O3 ZnO SnO Fe2O3 Cu2O PbO

2000

1000

500 Oxamide 250 Canfora 125 50

100 200 400 800 1600 Punto di fusione del solido (°C)

3200

Figura 5.08. Correlazione tra capacità di lucidatura e punti di fusione relativi della polvere di lucidatura e solido lucidato. I puntini neri significano che la lucidatura avviene. Nelle combinazioni studiate negli esperimenti originali di Bowden e Hughes, i puntini neri si trovavano solo sopra la linea di ugual punto di fusione. I successivi esperimenti di Rabinowiz produssero le combinazioni diagrammate in cui i puntini neri esistono anche sotto

Figura 5.09. Sezione di un elettrodeposito di rame (in alto) cresciuto su una superficie di rame lucidato meccanicamente su dia-

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mante 1 µm (in basso). Non è evidente alcuna continuità di sovra crescita o epitassia. Attacco cloruro ferrico. 250 x.

Beilby condusse esperimenti di epitassia sulle superfici lucidate di calcite e trovò che cristalli di sodio nitrato evaporato da una soluzione acquosa mostravano epitassia su queste superfici. Egli suppose che l’influenza cristallina della calcite si estendesse attraverso lo strato di Beilby; ipotesi che le attuali conoscenze a livello di forze atomiche considerano non possibile. Tuttavia, la questione non è rilevante in questo contesto, perché non si citerà più la lucidatura della calcite come fece Beilby. Assai più tardi, osservazioni fatte in microscopia ottica di sezioni di elettrodepositi cresciuti su superfici lucidate sembrano indicare che non fossero epitassici. Numerosi piccoli grani erano presenti negli strati elettrolitici cresciuti sulle superfici lucidate; grani che sembrano nascere senza alcuna correlazione con la struttura del grano del substrato (figura 5.09). I grani nei depositi cresciuti sulle stesse superfici dopo un pesante attacco, chiaramente mostravano ognuno una correlazione col grano genitore del substrato (figura 5.11). Per cui si era assunto che i depositi sulle superfici lucidate non crescevano epitassialmente per la presenza di uno strato di Beilby, che era rimosso dall’attacco.

perché gli orientamenti delle regioni del substrato dove sono nucleati varia ampiamente. Questo è dovuto alla deformazione plastica della superficie durante la lucidatura, un concetto che sarà discusso più avanti. Con la lucidatura grossolana, dove l’intervallo di variazione degli orientamenti delle cristalliti sulle superfici lucidate è grande, il campo degli orientamenti nelle cristalliti del deposito è così grande che nessuna continuità epitassica è osservabile in microscopia ottica (figura 5.09). Tuttavia, la continuità epitassica delle cristalliti può essere vista in sezioni esaminate con microscopia elettronica a trasmissione (figura 5.12).

Figura 5.11. Sezione di un elettrodeposito di rame cresciuto su una superficie di rame lucidato meccanicamente su MgO. Si nota una quasi totale continuità epitassica. Attacco cloruro ferrico. 250 x.

Figura 5.10. Sezione di un elettrodeposito di rame cresciuto su una superficie di rame lucidato meccanicamente su Al2O3 2 µm. Si nota qualche continuità epitassica, ma molti subgrani addizionali si sono sviluppati nei grani depositati. Attacco cloruro ferrico. 250 x.

Tuttavia, una dettagliata ricerca stabilì che questa assunzione non era valida. Ogni cristallite di uno strato elettrodepositato è, infatti, nucleata epitassialmente, ma gli orientamenti delle cristalliti variano in un ampio intervallo

Figura 5.12. Micrografia elettronica a trasmissione di una sezione perpendicolare a un elettrodeposito (sopra) cresciuto su una superficie di rame lucidata con diamante 6 µm. L’interfaccia tra deposito e substrato è indicata dalle frecce. Sono identificati i

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Figura 5.55. Sezione ortogonale di un panno di velluto di cotone (Selvyt), che include anche la superficie di lavoro. Il pelo è stato tessuto nell’appoggio. Micrografia elettronica a scansione. 45 x circa.

Figura 5.53. Sezione ortogonale di un panno scamosciato sintetico per la lucidatura, che include anche la superficie di lavoro. Si noti come le fibre felpate (rayon) stiano in piedi approssimativamente perpendicolari all’appoggio, fatto in tessuto di cotone. Il pelo è stato incollato all’appoggio. Micrografia elettronica a scansione. 45 x circa.

Figura 5.56. Vista in pianta dello stesso panno di velluto di cotone (Selvyt) ripreso nella figura precedente. Micrografia elettronica a scansione. 150 x circa.

L’apparecchiatura usata permette il controllo di numerose variabili mentre riproduce ragionevolmente le condizioni pratiche di lucidatura. Il movimento relativo della provetta sul panno è rettilineo invece che approssimativamente casuale come nella lucidatura pratica. Il metodo della perdita di peso è usato perché quello basato sul cambiamento delle dimensioni di un’impronta di durezza non può essere usato universalmente nella lucidatura; soprattutto per l’arrotondamento dei bordi e degli spigoli dell’impronta che può avvenire con i panni felpati e nei materiali teneri, per cui i risultati sarebbero privi di significato. Devono essere usate provette non montate per evitare problemi con la plastica e l’incertezza dovuta all’assorbimento di liquidi di lucidatura e lavaggio, soprattutto nelle eventuali fessure tra la provetta e il montaggio. Il carico applicato è scelto al limite superiore dell’intervallo normalmente consigliato in pratica. La prelucidatura è desiderabile per eliminare le incertezze dovute ai cambiamenti della topografia durante la prova. I risultati sono riproducibili al ± 10 %. Si vedrà che molti fattori influenzano la velocità di lucidatura. Perciò si dovrà limitare lo studio a un solo tipo d’abrasivo (diamante) per ottenere la massima velocità di lucidatura, in particolare con provette di materiali teneri. Proprio con le provette di materiali teneri è necessario ottenere alte velocità di lucidatura perché lo strato deformato dall’abrasione che deve essere rimosso è più profondo di quello nei materiali più duri. Tuttavia, è stato dimostrato che i principi di seguito discussi sono applicabili in generale ad ogni tipo d’abrasivo.

Figura 5.54. Vista in pianta dello stesso panno scamosciato sintetico ripreso nella figura precedente. Micrografia elettronica a scansione. 150 x circa.

VELOCITÀ DI LUCIDATURA DETERMINAZIONE DELLA VELOCITÀ DI LUCIDATURA I risultati quantitativi della velocità di lucidatura dati di seguito sono stati ottenuti usando il metodo della perdita di peso per determinare lo spessore rimosso, con le apparecchiature descritte nel paragrafo dedicato ai “metodi per la determinazione della velocità d’abrasione mediante la perdita di peso” del capitolo 3. Dove non diversamente specificato sono stati usati una provetta non montata Ø 12,5 mm, prelucidata allo stadio di lucidatura sotto indagine, un carico applicato di 500 g, equivalente alla pressione di 395 g/cm2 e una velocità di rotazione del disco di 200 giri al minuto su una banda Ø 160 mm (lunga 500 mm; area 64 cm2). I risultati sono dati come spessore rimosso (µm) ogni 100 m di traslazione sulla banda di lucidatura che corrisponde, sotto particolari circostanze allo spessore rimosso in µm/minuto di lucidatura. Si ricorda che la velocità di levigatura discussa nel capitolo 3 era determinata con gli stessi parametri ma data come spessore rimosso per metro di traslazione. L’ordine di grandezza della differenza delle due velocità di rimozione è circa 100 volte e dovrebbe essere considerato quando si paragonano i valori assoluti dei due casi. 92


Metodo d’aggiunta dell’abrasivo Le più alte velocità di lucidatura sono ottenute quando l’abrasivo è applicato con una pasta veicolante come quella descritta nel precedente paragrafo dedicato alla “preparazione di una pasta veicolante per diamante” (figura 5.57); il tutto per ugual peso d’abrasivo, generalmente 10 mg (l’unità di peso usata nell’industria del diamante è il carato: 1 carato = 200 mg), sparso il più uniformemente possibile sulla banda di lucidatura e usando cherosene come fluido di lucidatura. Usando una sospensione diluita di diamante in un olio fluido si ottengono velocità di lucidatura molto inferiori.

con le raccomandazioni del fabbricante, la velocità d’abrasione ottenuta è ancora significativamente inferiore a quella raggiunta usando la pasta come nell’esperimento riassunto in figura 5.57. In ogni caso sono ottenute velocità di lucidatura sempre più alte di quando si applica il diamante con la spruzzatura. Tutta la seguente discussione si riferisce a un’applicazione con pasta veicolante, che sarà considerata pasta standard: cioè quella preparata come sopra descritto. Pertanto, le conclusioni raggiunte sono applicabili solo a questo tipo di pasta o ad una di simile formulazione. La migliore prestazione della pasta può dipendere da numerosi fattori. Il primo considera l’ipotesi che l’abrasivo, dopo un breve uso del panno, dovrebbe essere distribuito più uniformemente sulla banda di lucidatura, rispetto a quello applicato con altri metodi. Il secondo ipotizza che la pasta possa aiutare a trattenere l’abrasivo nella parte superiore del panno di lucidatura dove è attivamente disponibile per il contatto con la superficie della provetta. Il terzo considera la pasta come il più efficace mezzo per trattenere le singole particelle d’abrasivo sulle fibre del panno, così che possano operare come utensili da taglio. Quest’ultima ipotesi è probabilmente la più importante, come sarà dimostrato più avanti. È evidente dalle curve superiori di figura 5.57 che esistono vari criteri per valutare le caratteristiche di un sistema di lucidatura. Le più importanti sono la massima velocità di lucidatura raggiunta e lo spessore totale del materiale che può essere rimosso con una carica d’abrasivo; nel secondo caso, per una valutazione pratica può essere considerato lo spessore dopo 2 x 104 traslazioni. Il primo criterio è quello più usato, benché generalmente entrambi diano una stima paragonabile. Grana dell’abrasivo In figura 5.58 è illustrata la variazione di velocità di lucidatura con la dimensione delle particelle d’abrasivo per l’ottone 70:30. La velocità di lucidatura diagrammata è la massima velocità di lucidatura trovata in esperimenti del tipo illustrato in figura 5.57 e le condizioni di lucidatura sono le ottimali già definite in questo capitolo. In questo caso, esiste un massimo della velocità di lucidatura ben definito in corrispondenza del diametro medio delle particelle di circa 5 µm. Un massimo simile, ma meno netto, si trovò per il rame e una lega d’alluminio in precedenti, ma meno quantitativi esperimenti, usando le stesse condizioni di lucidatura. Il massimo trovato allora per l’acciaio era meno marcato e si posizionava in corrispondenza di un diametro medio delle particelle di circa 1 µm. Exner e Kuhn trovarono che la velocità di lucidatura aveva anche un massimo a circa 7 µm della grana dell’abrasivo su un panno morbido per un acciaio e un carburo di tungsteno sinterizzato. Trovarono anche che la velocità di lucidatura aumentava continuamente, anche se poco, con la dimensione media delle particelle usando panni duri. La natura dei panni usati nei loro esperimenti non fu specificata in dettaglio. Così, benché i dati sperimentali disponibili siano limitati, è chiaro che non esiste alcun vantaggio ad usare una grana d’abrasivo con diametro medio più grande di 6 µm. Grane più grossolane producono una scadente lucidatura senza alcun vantaggio compensativo o un significativo aumento delle velocità di lucidatura; in molti casi esiste una diminuzione apprezzabile della velocità di lucidatura. Un limite superiore all’effettiva dimensione delle particelle abrasive è ragionevolmente atteso sulla base dei meccanismi di lucidatura discussi in questo capitolo. Il diametro delle fibre dei panni di lucidatura usati in esperimenti riassunti in figura 5.58 è circa 20 µm (figure 5.28 e 5.54). Pertanto è poco probabile che le particelle d’abrasivo più grandi di 20 µm siano trattenute sulle fibre di questi panni in modo da garantire un’alta velocità di lucidatura. Tal-

Figura 5.57. Variazione della rimozione del materiale con il numero di traslazioni della provetta per diversi metodi d’applicazione dell’abrasivo al panno di lucidatura. Nella figura superiore, sono diagrammati i dati primari dello spessore rimosso progressivamente dalla superficie. Da questi dati possono essere derivate le velocità di lucidatura dopo un particolare numero di traslazioni e questa è l’informazione diagrammata nella figura in basso e nelle successive figure che caratterizzano le prestazioni dei sistemi di lucidatura. Per le curve contrassegnate “pasta”, era applicato alla traccia di lucidatura 1 g di pasta standard, che apporta 10 mg d’abrasivo. Per le curve contrassegnate “sospensione”, era applicata la stessa quantità d’abrasivo come sospensione in un olio fluido. Per la curva contrassegnata “aerosol”, la traccia era spruzzata con aerosol contenente diamante.

L’efficacia dell’applicazione dello spray dell’aerosol non può essere paragonata quantitativamente con quella degli altri metodi perché il peso dell’abrasivo applicato alla traccia di lucidatura tramite spray non è nota e non può essere controllata. Comunque, quando si usa la spruzzatura abbondante in accordo 93


volta può essere difficile anche alle particelle più piccole di 20 µm essere trattenute sulle fibre. Questa spiegazione è avvalorata dall’osservazione che non furono trovati globuli di pasta aderenti alle fibre del panno di lucidatura come quelli illustrati in figura 5.28 quando grane più grosse d’abrasivo furono usate per la lucidatura. Un’implicazione di questa ipotesi è che la massima dimensione efficace dell’abrasivo possa variare con il tipo di panno di lucidatura in funzione del diametro delle fibre che vanno in contatto con la superficie della provetta. Intuitivamente, si dovrebbe osservare una diminuzione della velocità di lucidatura al diminuire della dimensione delle particelle d’abrasivo al di sotto della massima dimensione efficace. In realtà la velocità di lucidatura cresce col diminuire della dimensione delle particelle fino a un massimo per poi crollare. Tale comportamento non è ancora stato esaurientemente spiegato.

Tabella 5.04. Massima velocità di lucidatura ottenuta per vari metalli e leghe lucidati con diamante policristallino (6 µm) su panno scamosciato sintetico.

Metallo o lega

Spessore Massima rimosso dopo Durezza, velocità di 2 x 104 HV lucidaturaa) traslazioni (µm/100m) (µm)

Alluminio d’alta purezza

24

9,9

780

Lega AlCu 4,5 %

105

9,0

700

Cromo d’alta purezza

200

0,42

12

Rame commerciale

50

5,6

350

Ottone 70:30

70

8,5

630

Ottone 60:40 al piombo

155

10

760

Bronzo d’alluminio 11 %

200

4,0

205

Oro d’alta purezza

22

0,10

4,5

Piombo commerciale

4

4,0

135

Lega PbSn 50 %

13

5,6

400

Nichel commerciale

130

2,8

165

Lega Ni b)

260

1,8

80

Platino d’alta purezza

40

1,9

90

Acciaio 0,15 % C, ricotto

130

2,2

140

Acciaio 0,65 % C, trattato

340

1,8

100

Acciaio 0,75 % C, trattato

800

1,4

100

Acciaio 1,4 % C, trattato

840

2,1

170

Acciaio rapido M2

800

0,65

30

Acciaio inox AISI 304

305

2,2

127

Pertanto, i laboratori che manipolano un limitato numero di materiali e usano un limitato numero di condizioni di lucidatura dovrebbero definire con prove quantitative la grana dell’abrasivo più adatta per la lucidatura grossolana. Se non si vogliono fare sperimentazioni e per applicazioni generali, è probabilmente utile scegliere un abrasivo grana 6 µm per il primo stadio della lucidatura. In questa circostanza è necessario usare uno stadio supplementare di lucidatura con abrasivo grana 1÷0,5 µm. È inutile, comunque, usare più di due stadi di lucidatura. Se la semplicità è di rilevante importanza, si può usare, come ragionevole compromesso, un singolo stadio di lucidatura con abrasivo grana 1 µm.

Argento d’alta purezza

35

3,0

240

Lega AgCu 7,5 %

115

7,2

440

Stagno d’alta purezza

9

2,5

180

Titanio commerciale

200

1,8

130

Lega TiAl6V4

295

1,6

195

Tungsteno d’alta purezza

300

0,16

7

Carburo di tungsteno sinterizzato con 12 % Co

1550

1,3

100

Zinco commerciale

35

8,3

575

Tipo di diamante La differenza di prestazioni tra il diamante monocristallino naturale e sintetico è assai piccola quando i due sono di qualità paragonabile rispetto alla forma e dimensioni delle particelle. Tuttavia, una considerevole differenza di prestazioni si è trovata per entrambi i diamanti monocristallini, naturale e sintetico, acquistati da diversi fornitori. D’altra parte, la velocità di lucidatura ottenuta con diamante policristallino è consistentemente più alta di quella ottenuta con diamante monocristallino della stessa grana nominale, quando applicato tramite pasta standard. Negli esperimenti descritti in questo capitolo è stato usato un tipo di diamante naturale monocristallino premium. In figura 5.59, fa eccezione l’ottone lucidato su panni senza pelo.

Lega ZnAl4Cu1

90

7,3

425

Figura 5.58. Variazione della massima velocità di lucidatura con la dimensione delle particelle d’abrasivo per un ottone 70:30. Le provette erano lucidate nelle condizioni ottimali descritte in questo capitolo. Furono usati: diamante monocristallino applicato con pasta standard, panno scamosciato sintetico e cherosene come fluido di lucidatura.

a) La lucidatura fu eseguita in condizioni ottimali, come descritto in questo capitolo. Pressione applicata = 395 g/cm2. (b) Lega resistente allo scorrimento viscoso a caldo.

Come sarà fra poco descritto, queste sono le condizioni in cui il panno s’intasa con i detriti della lucidatura. Esistono alcune eccezioni con pochi metalli (figura 5.59 e tabella 5.04); non solo la velocità di lucidatura è più alta, ma lo spessore totale che può essere rimosso con una carica di una data massa d’abrasivo è anche più grande. Il fattore di miglioramento varia con il materiale della provetta, il tipo di panno di lucidatura e il periodo d’uso (figura 5.59), ma generalmente è superiore a due e può arrivare a cinque.

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Figura 5.59. Variazione della velocitĂ di lucidatura con il numero di traslazioni per abrasivi di diamante poli e monocristallino. Sono paragonate le caratteristiche di un ottone tenero (colonna sinistra) e di un acciaio duro (colonna destra), lucidati su vari panni in un intervallo sufficientemente rappresentativo. Abrasivo applicato con pasta standard; cherosene come fluido lubrificante aggiunto in quantitĂ  ottimale; pressione sulla provetta 395 g/cm2.

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Volume v parte 2  
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