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Comitato Nazionale Energia Nucleare
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Processi di trasformazione in alcune leghe di uranio a basso tenore di molibdeno e niobio L. Castaldelli, C. Fizzotti, A. G. Gandini
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Comitato Nazionale Energia Nucleare
Processi di trasformazione in alcune leghe di uranio a basso tenore di molibdeno e niobio L. CasuUtlli, C. Pianti, A. G. Gaudini
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Testo pervenuto il 28 marzo 1969
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1 - Introduzione L'aggiunta di particolari leganti quali il molibdeno» il niobio, lo zirconio ecc, modifica notevolmente sia la struttura che il comportamento sotto irraggiamento dell'uranio metallico. Già una piccola aggiunta dell'ordine dell'I^ in peso di questi leganti s sufficiente per ottenere un migli£ ramento nella struttura delle leghe così ottenute e sottoposte ad un opportuno trattamento termico. In un contratto di ricerca tra l'Euratom ed il CNEN avente lo scopo di studiare il miglioramento dei combust ibi li nucleari metallici utilizzando leghe ternarie di uranio sono state studiate tra le altre, leghe ternarie con molibde, no più niobio. La combinazione dei due leganti è stata scelta allo scopo di sostituire una parte di molibdeno, ohe presenta una più elevata sezione di cattura neutronica, col niobio ohe mostra notevoli analogie metallurgiche col molibdeno rispetto all'uranio. Le strutture ottenibili in seguito a trattarne^ ti termici di queste leghe sono state ampiamente descritte in un rapporto precedente (1) assieme ad alcune loro caratteristiche metallurgiche mentre il comportamento al ciclaggio termioo di queste leghe dopo vari trattamenti termici e già •tato empiamente descritto. (2).
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Queste leghe sia binarie che ternarie contenenti attorno all'I ' di niobio e molibdeno, in seguito a rapido raffreddamento della soluzione solida Y trattengono a temperatu ra ambiente tutto il legante in soluzione trasformandosi secondo un processo di tipo martensitico in una fase ^aciculare e distorta. Se invece il raffreddamento da alta temperatu ra viene interrotto, si hanno un insieme di strutture che dipendono ovviamente sia dalla temperatura a cui il raffreddamento è stato interrotto che dal tempo di permanenze a questa temperature:. Sono steti determineti i diagrammi trasformazione, tempo, temperature (curve TTT) per alcune leghe di uranio quali quelle contenenti 1..S molibdeno, 1;- niobio, 0,5,"» molibde, no più 0,5r
niobio e 0,2;* molibdeno pia 0,7,» niobio. Sono
stati pure determinati i processi di trasformazione che avvengono in queste leghe file varie temperature e le strutture che ne derivano.
2 - Preparazione dei campioni Le leghe usate nella presente ricerca furono ottenute fondendo in forno ad arco l'uranio con la corrispondente quantità di legante e successivamente fondendo in barrette, in forno ed induzione sotto vuoto, i lingotti preparati nel forno ad arco, I campioni ricavati dalle barrette di circa 10 mm di diametro furono omogeneizzati per ricottura ad aita temperatura (9O0-950*C) per almeno 50 ore sotto vuoto e temprati in acqua. I campioni cosi temprati furono successivamente riscaldati a 800*6 pei* qualche ora sotto Vuoto per
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solubilizzare il legante e rapidamente temprati in un bagno di piombo mantenuto fuso alla temperatura desiderata. Termi. nato il soggiorno isotermo (da 3 sec fino a poco più di una ora) i campioni venivano dal bagno di piombo temprati in acqua e quindi esaminati sia al microscopio ottico ohe a quello elettronico nonché sottoposti alla diffrazione X. Per soggiorni isotermi molto lunghi (p.es. 50; 200 ore) i compio ni dopo qualche ora di immersione nel bagno di piombo venivano temprati in acqua e quindi riscaldati in forno a gas inerte ed alla fine temprati nuovamente in acqua.
3 - Risultati a) - Lega uranio 1# molibdeno In seguito a tempra in acqua da alta temperatura la soluzione solida V non viene trattenuta a temperatura ambien te ma si decompone secondo un processo martensitico (3). Il risultato di questa trasformazione in cui il legante si trova ancora in soluzione solida è una struttura a grani aciculari molto allungati alcuni dei quali (aciculari primari) in dipendenza delle dimensioni dei grani V possono arrivare ad alcune centinaia di micron di lunghezza. I grani aciculari formano famiglie di grani paralleli, in genere
ogni grano )j
non presenta mai più di quattro famiglie di grani aciculari. Un esempio caratteristico di queste strutture è mostrato in figura 1« Questi grani aciculari hanno struttura ortorombica leggermente distorta rispetto a quella dell'uranio non legato} in particolare si osserva una contrazione del parametro "b" ($,840 A contro 5#667 À) rispetto a quello dell'uranio non legato. La lega temprata in queste condizioni è inoltre
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caretterizz?ta da un'elevata durezze ,(470 kg/ram^). Nella figura 2 h riportata la curva trasformazionetemperatura-tempo (TTT) ottenuta per la lega all'io di molibdeno; si vede che questa consta di una curva a 0 limitata alle basse temperature dalle linee orizzontali Ms e Mf corrispondenti all'inizio ed allr: fine delict trasformazione martensitica. Sullo stesso diagramma sono state pure riportai te a tratto interrotto le linee relative ai punti di trasformazione ricovati dal diagramma di fase urnnio-molibdeno: Y -* 7.4515 •* 0 + J1 •* 647°t!-> -< + fi -> 575°C -» <•* + )f -,. La curva TTT di fig. 2 può esnere allora suddivisa in cinque campi di temperature limitate dalle temperature suddette e dalle due altre temperature relative ai punti Ks = 5?7°C e Mf = 500°C. Alle alte temperature, poco si di-sotto della tempera tura di decomposizione }{->7*50C -> |J f ^', la decomposizione della soluzione solida V o molto lenta ed b preceduta da un lungo periodo di incubazione» A 720°C per esempio il periodo di incubazione è di circa 15 min e la trasformazione richiede circa un'ora per il suo completamento. ITon sono state esje guite prove a temperature comprese tra 745 e 720°C dato il lungo tempo richiesto per il completamento della trasformazione Jf -* A + Jf* . A queste temperature (720-680°C) la fase P a i forma dalla V inizialmente solo lungo il bordo dei grani ^ formando una fascia continua ottenuta per saldatura di piccoli cristalliti. Successivamente dalle protuberanze di questi distailiti di fase A si formano, verso l'interno dei grani $ , dei grossi cristalli ft allungati che crescendo, mantengono
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la stessa orientazione dei nuclei originari lungo i bordi dei grani ^ . Una di queste zone di decomposizione è mostra ta in figura 3 (la figura si riferisce ad un'altra lega ma le strutture che si formano sono perfettamente analoghe). La fase p così prodottasi, in seguito a tempra non è trattenuta a temperatura ambiente ma si trasforma in *L . Un tipico esempio b mostrato in figura 4 (anche se riferita ad un'altra lega) in cui 3i vedono alcuni grani ci grossolani ed incomple ti circondati dai grani aciculari della matrice non ancora decomposta. Ad o^pii singola orientazione dei vecchi grani ji corrisponde un'unico grano oi . Alle più alte temperature prese in considerazione d£ ve il rapporto tre le due fasi A e ^ T> all'incirca uguale, a trasformazione ultimata si ha un arrotondamento dei cristalli aciculari dello f?tse fiche ir. seguito e tempra dà luogo ad una fase ol avente um» caratteristica forma "arbore scente" come si. vede nella figure 5. A temperature inferiori e fino a 63C°C circa la fase V merco abbondante coalesce rapidamente nella matrice ft che ora diviene continua; la successiva tempra in acqua in queste condizioni fa trattenere in parte la ft c temperatura ambiente in grani tondeggianti e molto grossolani. Appena ol di sotto di
680°C circa e fino alla
temperatura di decomposizione della faee A (6470C) 11 fenomeno della decomposizione della soluzione solida )f è alquanto diverso da quello precedentemente descritto* A queste temperature infatti si osserva una precipitazione a placchet te che avviene anche ai bordi ma più speoialaente all ' inter no dei grani Jf • Due stadi della precipitazione a due diver-
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se temperature sono mostrati nelle figure 6 e 7; le placche^ te ad alto ingrandimento risultano formate da più lamelle A + fi che tendono a crescere in una sola direzione. A fise trasformazione la struttura è completamente lamellare; le dimensioni di queste lamelle e dei loro raggruppamenti o c<> Ionie dipendono alquanto dalla temperatura di decomposizione essendo più fini alle "basse temperature. In seguito a tempra ogni colonia di lamelle /! + jf'si trasformi/
in un singolo grano U per cui inizialmente a
trasformazione completa si ha una struttura a grilli ^ fini, nettamente aciculari come si vede nella figura ?. Questa struttura lamellare A + £ (l'indice "a" serve ad indicare la formuli? -aciculare dell;' frne ft ) coalesce notevolmente e dopo poche ore si ha la sferoidizzazione della fase J nella matrice /$ . Quando la fase fi diviene continua, in seguito a tempra in acqua essa viene parzialmente trattenuta a temperatura ambiente formando grani molto grossolani e tondeggianti in netto controsto con quelli mostrati nella figura ?. Le curve che danno l'andamento delle durezze in funzione del tempo di soggiorno a vrrie temperature scelte tra le più significative sono raccolte in figura 9. 3i può osservare a 660°C una rapida diminuzione della durezza in seguito alla decomposizione della Jf con formazione dei picc£ li grani fi e quindi «l aciculari secondo l'andamento descritto in precedenza; quando però la fase A comincia ad essere trattenuta (assieme alla 4.) a temperatura ambiente, si osserva un sensibile aumento della durezza. In figura 10 a riportato l'andamento del valore del parametro "b* della Cella ortorombica in funzione d&l tempo di permanenza alle varie
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temperature. Si vede a 660°CJ il "rapido raggiungimento dello equilibrio (non completo a causa della successiva ritenzione della fase A ), tempo corrispondente con quello deducibi le dalla curva TTT di figura 2. Quando la trasformazione della soluzione solida fi avviene a temperature inferiori a 647°C ossia nel campo *? + jf al di sopra della temperatura Ms, il periodo di incubazione diminuisce notevolmente ed anche il suo completamento diviene molto rapido e difficile da seguire man mano ci si avvici na al naso della curva ( ^ 6C0°C) mostrata in figura 2. La decomposizione della soluzione solida fi che avviene in questo intervallo di temperatura e sostanzialmente analogo a quells già descritta per le temperature superiori dove si formavano le fcsi f^+ ^ . La decomposizione fi -> •(+ Jf avviene infatti all'interno dei grani V secondo il processo di nucleazione e crescita già illustrato; la figura 11 presa ad alto ingrandimento mostra una fase dell'accrescimento delle lamelle oL + fi nella matrice non ancora completamente trasformata. La tendenza di questi nuclei lamellari è di accrescersi pure lateralmente per cui ad eccezione di zone particolari, le colonie di lamelle hanno forma meno allungata che non nel processo che avviene a più alta temperatura ( fi -» P%+ Jf* ). Per tempra in acqua le colonie di lamelle dan no origine a grani <4 in parte tondeggianti, in parte legger* mente aciculari còme si può vedere nelle figure 12 e 13* La figura 12 si riferisce al caso della trasformazione non ancora completata e si notano i grani ^ tondeggianti provenien ti dalla decomposizione lamellare della fi circondati da zone aciculari «{.prodotte dalla trasformazione martensitica della
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frazione non decomposta ad alta temperatura (655°C). La figura 13 invece si riferisce ed un campione completamente trasformato (anche qui la lega è diversa ma le strutture sono perfettamente equivalenti) e si vedono grani equiassici frammisti a grani aciculari di varie dimensioni. La struttura lamellare °l + fc è visibile nella figura 14 che mostra una particolare zona ricca di colonie acicula ri; alle più basse temperature di trasformazione prevalgono le colonie a forma equiassica e così pure i corrispondenti grani d . proseguendo la ricottura per tempi più lunghi, la fine struttura lamellare coalesce sferoidizzando dando luogo ad una dispersione della fase % nella matrice "Scoine si vede hella figura 15. Associata a questa coalescenza si constata un limitato ma irregolare accrescimento delle dimensi£ ni dei grani «£ solo alle temperature più elevate di decomp£ sizione mentre alle temperature più basse si ha piuttosto una tendenza all'arrotondamento dei grani inizialmente irregolari. Dalla figura 1C si vede il rapido aumento del parametro w b w , relativo alla, formazione della'fase «^ non distorta, che avviene a 635 e più encora a 605°2 come si può desumere dalla curva TTT di figura 2. In questo intervallo di tempera tura, sempre per diffrazione X h messa in evidenza la ritenzione della fese cubica a corpo centrato £ avente una concen trazione di molibdeno intermedia tra quella iniziale j( e la fase y+ (33 at$ Mò). A temperature superiori ai 647°C la fase jf'non poteva essere trattenuta a temperatura ambiente neanche per tempra a causa della scarsa quantità di legante contenuto nella J*3teeaa. L'andamento della curva della du-
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rezza (figura 9) a 635°C presenta una rapida caduta associa ta alla decomposizione jf -9 «•* + Jf ed una diminuzione progress siva a seguito della coalescenza della ì precipitata. A temperature inferiori a 5?7°C (punto Ms) la soluzione solida y inizia a decomporsi secondo un processo martensitico in concorrenza al processo di nucleazione e crescita or ora descritto. Il campo della trasformazione martensitica e stato fissato tra le temperature di 587°C (Ms) e 500°C (Mf). Appena al di sotto della temperatura Ms ha inizio la formazione di grani «^ 'aciculari che general men te sono molto lunghi e sottili (aciculari primari) mentre la restante matrice si decompone rapidamente in una struttura lamellare molto fine di 4 + ^r . La struttura è molto bene evidenziata dalle figure 16 e 17 relative a due temperature una appena al di sotto della Ms e l'altra appena sopra Mf ; è evidente l'aumento del numero dei grani aciculari man mano ci si avvicina alla temperatura Mf indice di una matrice completamente aciculare. Le due ultime figure mettono in evidenza la coesistei! za di due strutture nella lega temprata nel campo di temperatura compreso tra Ms e Mf. Questo è meglio evidenziato ad alto ingrandimento nelle due figure 18 e 19 dove sono visii
M i l sia 1 grani aciculari 4 t che trattengono ancora in so luzione solida il legante che la fase lamellare •* • f . ture diplioe risulta la struttura quando esaminata in luce polarizzata come mostrano le due micrografie di figura 20 e 21. Si vedono i lunghi grani aciculari -^ed i piccoli grani «£ corrispondenti alle zone lamellari. Questi ultimi grani sono per lo più tondeggianti, fini e la loro denaità diminui-
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see avvicinandosi alla temperatura Mf dove sono presenti solo in rare zone per lo più al bordo degli originari grani y . Anche le loro dimensioni diminuiscono man mano che la temperatura di tempra si abbassa. Aumentando il tempo di permanenza a temperatura, dimensione e numero dei grani aciculari rimangono praticamente invariati; si osserva la coalescenza della fase lamellare e dopo lunghi tempi si osserva pure una precipitazione della fase ^ ricca in molibdeno al bordo ed all'interno dei grani aciculari. Una zona particolarmente ricca di grani aciculari è mostrata in figura 22 dove si può osservare che la pre cipitazione all'interno dei grani aciculari è avvenuta secondo direzioni preferenziali, trasversalmente agli acicula ri stessi. A lunghi tempi di ricottura la fase jf si arricchisce progressivamente in legante ed a temperature inferi£ ri ai 575°C si ordina nella fase tetragonale }f1. In questo campo di temperatura (Ks-Mf) si constata che prolungando il soggiorno isotermo si ha una tendenza a!L la diminuzione di quantità dei grani aciculari. Questo pub essere dovuto al fatto che col tempo avviene la precipitazione, come già detto, della fase > ricca in molibdeno anche nei grani aciculari che inizialmente contenevano il legante in soluzione solida» Alla reazione «{•••£ W^+ £ è associata una parziale ricristallizzazione localizzata con formazione di nuovi grani «t equiassici che riducono ovviamente il numero e le dimensioni dei grani aciculari. Questo fenomeno di pre oipitazione con ricristallizzazione è stato messo iti evidenza anche in lega di uranio a bassa concentrazione di legante (3)j (4). Va inoltre tenuto presente che prolungando il sog-r
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giorno isotermo si ha un leggero accrescimento delle dimensioni dei piecoli grani tondeggianti che tendono a regolarizzarsi ed accrescersi anche a spese dei grani aciculari. La figura 10 mostra che il parametro "b" raggiunge rapidamente il valore di equilibrio a 585°C in modo analogo a quanto avviene alle temperature superiori (p.es. 605; 635°C); la piccola quantità eli grani aciculari presenti a questa temperatura modifica solo marginalmente il valore del parametro "b". A temperature inferiori (530°C) dove i grani aciculari sono predominanti,si osserva un andamento alquanto diverso; il valore dei parametro "b" rimane assai lontano éal valore di equilibrio e lo raggiunge solo dopo che e avvenuta la preeipitazione nei grani aciculari della fase fi ricca in molibdeno ( ^k -» Ji + ^).
L'andamento descritto
lo si ritrova anche nelle curve di durezza mostrate in figu ra 9; rapida diminuzione della durezza a 535°C mentre a 530°C questa rimane elevata per lungo tempo e diminuisce s£ lo quando avviene la precipitazione con addolcimento nella matrice costituita in prevalenza da grani aciculari. A temperature inferiori ai 500°C (Kf) la struttura è completamente aciculare; solo a volte si osserva qualche ra ra zona a grani tondeggianti al bordo degli originari grani Y . Proseguendo con la ricottura si osserva, come già detto in precedenza una fine precipitazione della fase ricca in legante nei grani aciculari. Anche le curve relative alla durezza ed al parametro *bN per queste temperature (p.es, 450°C) confermano l'andamento osservato metallograficamente. b) Lega U r a n i o ^ Kiobio
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La curva trasformazione, temperatura, tempo (TTT) relativa a questa lega di uranio s mostrata in figura 23; essa risulta qualitativamente analoga a quella mostrata in figura 2 relativa alla lega contenente 1;° di molibdeno. La curva a C è limitata nella parte inferiore dalle due linee orizzontali Ms e Kf caratteristiche di una trasformazione martensitica. Le temperature relative ad 3VTs e Kf sono sensi bilmente superiori (una cinquantina di gradi) a quelle già viste per la lega contenente 1£ di molibdeno. La curva TTT può essere suddivisa in cinque intervalli di temperatura te nendo presente che dal diagramma di fase uranio-niobio (5) per la lega allM;' di niobio si hanno le seguenti trasforma zioni: K -> 745°C -* £ + j;x •* 66?°C -> ^ + f
^ 537°C i + Jf0
e che le temperature di inizio e fine della trasformazione martensitica si trovano a 525° e 565°C rispettivamente. I cinque campi di temperatura risultano quindi i seguenti: 745-66£°c; 663-63.7°C; 637-625°C; 625-565°C e 565-temperatura ambiente. La tempra diretta da alta temperatura dà una struttu ra formata da lunghi grmi aciculari perfettamente analoga alla figura 1 in cui tutto il legante è mantenuto in soluzione solida. Questa struttura aciculare è caratterizzata da una durezza di 330 kg/mm , notevolmente inferiore di quel la relativa alla lega con 1$ di molibdeno. Anche il parametro reticolare w b n della cella ortorombica di questa fase i
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XK è di 5,853 A f intermedio tra i 5,540 per la lega con 1$ di molibdeno ed i 5,867 A per l'uranio non legato. Data la analogia delle trasformazioni riscontrate tra questa lega
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e le seguenti con quella all'I;* di molibdeno, verranno solo descritti i fenomeni più salienti e le eventuali differenze. La decomposizione della soluzione solida / a tempe*rature superiori ai 700°C avviene con notevole isteresi come si vede dalla relativa curva TTT (figura 23). A temperature superiori si 690°C circa la decomposizione della soluzione solida V avviene per precipitazione di grossi cristal li di fase 8 lungo i bordi degli originari grani fi e succes_ sivo accrescimento di questo precipitato in spesse lamelle verso l'interno degli stessi grani Y . La morfologia è in questo caso analoga a quella relativa alla lega all'Io di molibdeno ed è illustrata dalle figure 3 e 4. Alla temperatura di 720°C come si può desumere dal diagramma di fase per la lega all'Io di niobio, le fasi y e J sono ali1 incirca in egual quantità per cui col progredire delle ricotture, dato che per tempra in acqua la fase ft si trasforma in «£ , si ha una caratteristica struttura ad isole mostrata in figura 5. A temperature leggermente inferiori, per esempio a 700°C la fase fi dopo poco tempo si trova dispersa e sferoidizzata nella matrice ft ; quest'ulti ma per tempra si trasforma in «l dai grossi grani irregolari mostrati in figura 24. '
A temperature inferiori ai 690°C circa fino alla
temperatura di transizione ^-»«t situata a 668°C è sempre la fase & che precipita dalla soluzione solida f ma come è già stato evidenziato nella lege precedente la precipitazione avviene prevalentemente ali1 interno dei grani Y con tormazio ne di sottili lamelle /ìintercalate dalla fase £*• A fine
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trasformazione la struttura è lamellare con lamelle più fini alle più basse temperature di decomposizione (670°C). Questa struttura per tempra dà luogo a granii fini ed aciculari come mostrato in figura 8. Proseguendo le ricotture le lamelle ricche in legante coalescono rapidamente, specie mente alle più alte temperature e la fase A diviene continua. In queste condizioni la tempra in acqua produce grani «d alquanto grossolani ed irregolari come si vedono nella figura 24. In figura 25 è riportato l'andamento delle curve de^ la durezza in funzione del tempo alle varie temperature. Si vede che a 720 e 685°C vi sono due picconi corrispondenti alla decomposizione della soluzione solida V il primo corrispondente alla reazione V -> |J+ >'ed il secondo alla Y ->fi+ fl•
L'indice "a" vuole indicare che la fase <^ che
si ottiene da questa p è aciculare. La figura 26 mostra che in questo intervallo di temperatura il parametro reticolare "b" comincia a modificarsi solo dopo trascorso un certo tempo in accordo con la curva TTT e tende lentamente a raggiujx gere il valore di equilibrio. A temperature inferiori alla temperatura di trasforma zione (1 -• 4 (668°C) la soluzione solida j/si decompone in d • Vy
la trasformazione come si vede dalla curva ?$$ è
molto rapida e si ha una struttura a lamelle come mostrato dalle figure 11 e 14. La matrice •l si presenta in grani irregolari, non aciculari, abbastanza fini cose si vede in fi ©ira 13, Le-dimensioni di questi grani rimangono praticauen.
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te invariate anche dopo lunghi tempi di permanenza a temperatura mentre le lamelle della fase ^
ricca in legante
sferoidizzano notevolmente (vedi fig. 15). La figura 25 mostra che la rapida decomposizione della J^-*«4 + /« provoca un picco nella curva delle durezze (655°C) e che il soggiorno a temperatura provoca un notevole addolcimento della lega dovuto alla sferoidizzazione delle lamelle mentre la figura 26 mostra che il parsmetro reticolare wb,r raggiunge rapidamente l'equilibrio in buon accordo col tempo dedotto dalla curva TTT. A temperature inferiori ai 625 °C (punto Ms) cominciato a comperire i lunghi grossi grani aciculari mentre la restante matrice si trasforma in: ol + ^ con un processo analo^ go a quello sopra descritto. La struttura della zona non trasformata martensiticamente e lamellare (vedi figure 18 e 19) ma le fini lamelle jf tendono a coalescere sia per effetto puramente termico che per formazione della fase X'
sta-
bile a temperature inferiori ai 637°C, molto più ricca in le gante, secondo il processo f
* *l + Y . Anche nei grani acjl
cuiari formatisi per raffreddamento al di sotto della Ms si nota col tempo una precipitazione della fase Y ricca in legante. I granii delle zone trasformate isotermicamente sono più o meno tondeggianti (vedi figura 20) e di piccole dimensioni (20-25 yu) specialmente alle più basse temperatura di decomposizione; questi grani «6 sembrano molto stabili anche per ricotture prolungate. Come si vede dalla figura 25 (d05»575°0) le curve della durezza rivelano un notevole indù-
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rimento della lega. Questo sembra sia dovuto alla precipitazione secondaria J - W + £
che avviene nella fase mar ten si-
tìca; infatti si comincia ad intravedere il precipitato di fc nei grani aciculari poco dopo i tempi corrispondenti al massimo dell'indurimento. Anche le costanti reticolari della cella al (vedi figura 26 curva 575°C) tendono a questi tempi rapidamente verso i valori di equilibrio. E 1 chiaro che la percentuale di grani aciculari aumen ta col diminuire della temperatura avvicinandosi alle temperature Lis. Al di sotto di questa temperatura la struttura S completamente aciculare. Col progredire della ricotture si osserva unicamente la precipitazione della fase ricca in legante jr sia all'interno dei grossi grani aciculari che nelle zone ricche di piccoli grani aciculari. In qualche zona lungo i confini dei vecchi grani V si constata dopo lunghi tempi di ricottura, la formazione di una fascia di grani tondeg gianti al bordo degli originari grani V che come già detto a proposito della lega precedente è dovuto alla ricristalliz zazione della matrice provocata dalla precipitazione localiz zata. Questo fenomeno è molto più raro in questa lega che non in quella all'io di molibdeno. e) Lega uranio-0.5;S molibdeno+O.5i> niobio Questa lega ternaria per tempra diretta in aequa da 800°C dà una struttura aciculare analoga a quella mostrata in figura 1 in cui tutto il legante viene mantenuto in soluzione solida* La durezza 4i questa soluzione solida è di 390 kg/mm , intermedia fra quella delle leghe contenenti t>£ di molibdeno ed 1# di niobio analogamente trattate. La curva
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TTT di questa lega ternaria e mostrata in figura 27 ed analogamente alle curve delle precedenti leghe questa consta di una curva a C limitata alle basse temperature dalla trasfor mazione martensitica. La lega di uranio con 0,5 Mo+0,5 Kb presenta la trasformazione ^ - > ( ^ + ^ a 755°C e quella A + J',-><^+ YA
a
650°C ed una trasformazione J "* °* "*" Y Kb-Ko
a circa 620°C. Le due temperature Ks e Mf sono state trovate a 615°C e 555°C. La decomposizione ad alta temperatura della soluzione solida Yfe preceduta da un lungo periodo di incubazione ed a temperature superiori ai 700°C la fase £ inizia a formarsi lungo i bordi dei grani V . Successivamente da questa precipitazione si formano le grosse lamelle verso l'interno dei grani» Per tempra in acqua la fose A si trasforma in o^ con una struttura simile a quella mostrata in figure 5 * 24 dove i grani «^ sono ancora più fini. Col tempo la fase V coalesce sferoidizzsndo nella matrice A ; i grani «(.formati in seguito a tempra tendono sllora a divenire sempre più grossolani. A temperature inferiori ai 70G°C circa fino a 650°Cf temperatura corrispondente per questa lega all'apparizione della fase «i secondo la R + j'-> o( + Y,., la decomposizione della fase % avviene più o meno in tutta la matrice sotto forma di aggregati lamellari ft • Y che formano verie colonie di diversa orientazione* Per tempra ogni colonia si trasforma in un grano *£ per cui inizialmente questi grani hanno una netta forma aciculare come mostrato nella figura C>. Aumentando la permanenza a temperatura le lamelle sferoidizsano rapidamente mentre analogamente a quanto detto in pre-
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cedenza, la matrice (Sper tempra si trasforma in «^ a grani irregolari e grossolani.Come si vede dalla figura 28 la decomposizione della soluzione solida V corrisponde ad una ra pida caduta della durezza. Kell'intervallo di temperatura compreso tra i 655° e 615°C, quesVultima corrispondente alla temperatura l£s, la trasformazione della fase Jk è molto rapida e si genera una struttura lamellare fine <^ + £
secondo un processo analogo
a quello descritto per le leghe precedenti. I grani V corrispondenti alle varie colonie lamellari sono irregolari; fini ma non aciculari. Il soggiorno prolungato a temperatura provoca già dopo qualche ora una interruzione delle lamelle ed infine una sferoidizzazione spinta della fase ricca in legante V • Anche le dimensioni dei grani «l tendono ad aumentare col tempo pur rimanendo sempre abbastanza fini. Al di sotto della temperatura Ks = 615°C si inizia la trasformazione martensìtica > - W per cui cominciano a compa rire i lunghi grani aciculari mentre il resto della matrice rapidamente decomposta genera una struttura lamellare fine associata a grani 4, molto fini. Col progredire del tempo di ricottura le lamelle sferoidizzano abbastanza rapidamente mentre i lunghi grani aciculari rimangono immutati a meno di una precipitazione molto fine al loro interno come si vede in figura 29. I grani «i. della matrice non aciculare rimangono fini anche dopo parecchie decine di ore a temperatura. A temperature inferiori ai 625*0 circa la fase ricca in legante ( V ) che precipita è ricca in uranio ma col progredire della ricottura si ha un progrsssivo arricchimento in legante con formazione di una fase J^^,^ molto
ricca in lagan-
1$
te. Queste fenomeno porta nel tempo ad una sensibile riduzi£ ne della quantità apparente di fase precipitate. A temperature inferiori al punto r.'s « 555°C la struttura si è tutta trasformata martensiticamente in «^ed i gross si grani aciculari rimangono stabili nel tempo a parte la precipitazione della fase JU ricca in legante al loro interno. d) Le££ uranio-C,7 riobio+0,2 molibdeno Anche se la quantità totale di legante in questa lega e leggermente inferiore alle precedenti, la curva T22 che è stata ricavata è praticamente analoga per cui verrà descrit ta assieme alle leghe con 1' di legante• La tempra in acqua di questa lega ternaria da alta temperatura provoca la forma zione della fase aciculare *(^del tutto analoga a quella mostrata in figura 1. La curva TTT per questa lega e mobtrata in figura 30 è può essere suddivisa in 5 campi di temperatura. La 750°C circa fino a 66Q°C si ha la decomposizione della soluzione solida ^ in A + Jf*. La 660 a 637°C si ha la decomposizione J( -? A + J 1 mentre tra 637 e 630°C si ha J -^ A + g j ^ ^ * Tra 630°C (temperatura Ks) e 570°C (temperatura Kf) si ha la trasformazione martensitica tf -*-f^ mentre la restante matrice si decompone in «(' + ì ed infine a temperature inferiori a 570( la struttura è completamente martensitica* A temperature superiori ai 710°C circa la decomposizione avviene, come per le leghe precedenti, con una notevole isteresi, iniziando al bordo dei grani V e proseguendo da questi verse l'interno. A fine traef umazione la matrice fi ai decompone *«r tempra in grossi e Ì?**U4^
20
figure 4 c 5 ) . bell'intervallo di temperatura compreso tra i 700 e i 560°C, la soluzione solida V si decompone in una struttura lamellare iniziando per lo più all'interno dei grani Y . Le colonie lamellari per tempre in acqua danno origine ad un singolo grano <^ per cui questi grani sono fini e sensibilmen te aciculari. La sferoidizzazione delle lamelle è molto rapida a questa temperatura; anche i grani
atro grani ^irregolari, fini ma non aciculari. Gol pro-
gredire d*lla ricottura la struttura lamellare sferoidizza rapidamente mentre le dimensioni dei gr^ni é\ non v*ricr.o sensibilmente. Trs ì 630 e 570°C (Ks-£f) compaiono i lunghi grani aciculari mentre la restante matrice si decompone rapidissimamente in lamelle
~(1)» LO-FD ,
A temperature inferiori a, lis. IS. strutturs ojori amenze è tutta aciculare e, col progredire della ricottura compare
21
un fine precipitato £ della fase ricca in legante che col terreo si trasforma in > -*> °^ + Xrm
,_,_. Kella figura 31 so-
no riportate alcune curve relative all'andamento della dure^z za per questa lega a varie temperature; la rapida caduta de^ la durezza a 720, 690 e 645°C è associata alla decomposizione della soluzione solida V mentre a 500°C la caduta delle durezze l dovuta alla coalescenza e sferoidizzazione della fase V precedentemente precipitata.
4 - Conclusioni Dall'osservazione delle curve TTT mostrate per le _u"ttrc le^ìie di ursnio 3is binarie che ternarie* si vede che queste curve sono molto simili. Anche le trasformazioni principali, precedentemente descritte che avvengono nelle leghe alle varie temperature sono sostanzialmente analoghe. ITella figura 22 sono state raccolte per le quattro leghe considerate le trasformazioni che avvengono in vari interval li di temperatura. Anche da questo quadro si vede la grande analogia in particolare tra le due leghe ternarie e quella all' 1;S di niobio. La trasformazione, che avviene alle temperature più elevate indicata con y •* A + fi è la trasformazione che provoca la decomposizione della soluzione solida V iniziando prevalentemente ai bordi dei grani V e successivamente allo interno di questi. A temperature inferiore la trasformazione X •* ?%+ j' e ooimine a tutte le leghe esaminate ed è caratterizzata dalla formazione delle due fasi /5 e J all'interro dei grani V e loro accrescimento secondo alcuna direzioni.
22
Con fi è stata indicata la fase /? formatasi che per tempra genera una fase oi in forma di piccoli grani aciculari che probabilmente rispecchiano la forma della loro genitrice, p . A temperature inferiori si ha la formazione della fase ai associata alla v anche qui con formazione di una struttura lamellare ma con grani ol fini e piuttosto irregolari. In alcune di queste leghe la fase ricca in legante che preci pita a queste temperature non e quella di equilibrio ma una fase a composizione intermedia che lentamente nel tempo si arricchisce in legante e raggiunge la composizione di equili brio (p.es. ^ -*
( ^ ) + Jf2).
A temperature inferiori a quelle descritte in precedenza si ha la trasformazione martensitica V -* «^mentre la restante matrice si decompone isotermicamente secondo la Jf -> °i + V con formazione di una struttura lamellare a grani fini e tondeggianti anche se irregolari. Successivamente si osserva la lenta decomposizione dei grani aciculari •J- "* ^à+ ì ^
cu
* ^ a * o r m a aciculare rimane preservata ma si
osserva la precipitazione di una fase ricca in legante. Anche qui col passare del tempo la fase V precipitata raggiunge l'equilibrio (p.es. \ ->
(< ) +
X^j^y
A temperature inferiori ad Mf la trasformazione martensidbica è completa e tutta la matrice è formata da grani aciculari 4*. Col tempo si ha anche a queste temperature la decomposizione della fase -^ con precipitazione di una fase ricca in legante come detto in precedenza.
23
RIKSRAZIAKEKTI Gli autori desiderano ringraziare il personale del Laboratorio Tecnologie dei Materiali per la collaborazione prestata durante lo svolgimento della presente ricerca. Gli autori desiderano ringraziare particolarmente 1» Er.ssa P. Coppola per l'esecuzione delle prove in diffrazione X e i Signori A, Ascenzioni e P. Pierdominici per il valido aiuto nell*esame metallografico.
f
SIBLICG5AFIA 1) C. Fizzotti-A. Kasperoni - "Studio di leghe ternarie di Uranio-molibdeno-niobio ed uranio-molibdeno-zirconio a basso tenore di legante" Rapporto CKEX - EE/fe?(C?)5 2) C. Pizzotti-A. Kasperoni - "Comportamento al ciclaggio termico di leghe di uranio a basso tenore di legante" Rapporto CT3E - RT,-tel(6S)1 3) C. Pizzotti - "Transformation of netastables pliases in the 2t 5 and 5 atj£ uranium-molybdenuz slloys" Rapporto CEEN - HT/toS!(62)44) P. Coppola-C. Pizzotti- "Fasi metastabili in leghe di ura nio a basso tenore in niobio « loro decomposizione termica" Rapporto CHEF - RT/fcET(66)2 5) C. Pizzotti - A. Kasperoni- "Influenza dei trattamenti termici sulla struttura di leghe di uranio a basso tenore di niobio" Rapporto CEEN - RI/teT(66)1
Fig.
1 - U-1£-KO
5Ch/900°C - Temprato in acqua 150 X
Sig. 3 - U-0,2 Ko-0,7 Kb 80C°C temprato a 7200C/30I Temprato in acqua 750 X
Pig. 4 - U-0,5 Ko-0,5 Kb 800°C temprato a 705/10» Temprato in acqua 180 X
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Pig. 6 - U-0,2 Mo-0,7 Nb 800°C temprato a 670°/l5" Temprato in acqua 750 X
Big. 7 - U-1# Nb - 800°C temprato a 685/90" - Temprato in acqua 750 X
Pig. 8 - U-0,2fito-0,7Nfc 800°C temprato 670°/90 M Temprato in acqua 180 X
Fig. 11 - U-1£ m> 8O0°C temprato a 655°/13" Temprato in acqua 5000 X
Fig. 12 - U-1£ Vb - 80O«C Temprato a 655V 1 3" - Temprato in acqua
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Fig. 14 - U-1# Mo 800°C temprato a 635°C/60" Temprato in acqua 4700 X
Fig. 15 - U-0,5£ Mo-0,5|l Kb - 800°C/ temprato a 640/1 h - Temprato in acqua 6800 X
Pig. 16 - U-1# Kb - 800°C Temprato a 620°C/60" Temprato in acqua 750 X
Pig. 17 - U-1# Mo 800°C Temprato a 530°C/10" Temprato in acqua 750 X
Pig. 18 U-0,# Mo/0,7# NB - 800°C Temprato a 600°C/90" 4000 X
?ig. 19 - U-ljS Mo - 800°C Temprato a 560°/30M Temprato in acqua 6Q00
Fig. 20 - U-1;S Kb - S00°C Temprato a 605 °/5' Temprato in acqua 180 X
Fig. 21 - U-1/i Mo - S00°C Temprato a 500°/30H Temprato in acqua 0
Fig. 22 - 1% Mo - 800°C Temprato a 565°/50h Temprato in acqua
Fig. 24 - U-1^ Kb - :00°C Temprato a 700°C/1h Temprato in acqua
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180 X
?ig. 29 - U-Uf5>& Mo/0,5% Kb - 000°C Temprato a 600/1 h - Temprato in acqua 6800 X
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