RICERCA

Metallurgia delle polveri: l’acciaio indurente per precipitazione

Le proprietà dell'acciaio inossidabile massivo 17-4PH
2
474
Fig.1 - Diagramma di stato di riferimento per una lega di composizione Co idonea all'indurimento per precipitazione.

di Matteo Viganò – 

L’acciaio inossidabile 17-4PH (brevetto registrato dalla Armco Advanced Materials Corporation) è indubbiamente ben conosciuto per la combinazione di elevata resistenza meccanica e di ottima resistenza alla corrosione. Il suo trattamento termico è relativamente semplice e si adatta molto bene ad una grande varietà di combinazioni di resistenza e di duttilità. Gli studi e la letteratura attualmente disponibili sulla produzioni di componenti ottenuti in metallurgia delle polveri con questo tipo di acciaio si riferiscono principalmente alla tecnica di iniezione di polveri metalliche chiamata MIM (acronimo inglese di Metal Injection Moulding) mentre veramente poco è stato fatto con riferimento alla produzione più tradizionale di “pressatura e sinterizzazione”. Questo studio vuole riportare le proprietà ricavate da questo materiale utilizzando appunto il processo convenzionale. Inoltre, tali proprietà saranno comparate con quelle delle polveri di acciaio inossidabile più comuni e con le proprietà dell’acciaio 17-4PH massivo.

L’acciaio inossidabile massivo 17-4PH è il più conosciuto degli acciai inossidabili indurenti per precipitazione in virtù del suo elevato carico di rottura, dell’eccellente resistenza alla corrosione e del relativamente semplice trattamento termico. Trova utilizzo in svariati settori quali quello aereospaziale, chimico, petrolchimico, dell’industria alimentare, della carta e, in generale, nell’industria meccanica.

Secondo uno dei grossi produttori: “Il 17-4 PH Armco è un acciaio inossidabile indurente per precipitazione che viene largamente impiegato in molti settori industriali. L’utile combinazione di elevata resistenza e durezza, buona resistenza alla corrosione e faciltà ai trattamenti termici rende questo acciaio un materiale importante per progettisti e ingegneri. I metodi per la lavorazione del 17-4 PH Armco sono in molti casi gli stessi adottati per i gradi di acciaio inossidabile più comuni. Il materiale ha un’ottima saldabilità, può essere forgiato o utilizato per getti e lavorato alla macchina utensile con facilità”.

Nella tabella n. 1 vengono riportati i limiti di composizione chimica.

Elemento Percentuale in peso [%]
Cromo 15.00 – 17.50
Rame 3.00 – 5.00
Nichel 3.00 – 5.00
Niobio e Tantalio 0.15 – 0.45
Manganese 1.00 max
Silicio 1.00 max
Carbonio 0.07 max
Fosforo 0.04 max
Zolfo 0.03 max
Ferro resto

Tab. 1 – limiti di composizione chimica dell’acciaio 17-4PH.

Dopo il trattamento termico di solubilizzazione e di precipitazione per invecchiamento, la microstruttura dell’acciaio è formata da precipitati in una matrice di martensite con basso tenore di carbonio e da una piccola quantità di ferrite.

Per cercare di capire meglio le proprietà di questo acciaio, di seguito si riporta l’influenza degli elementi di lega principali.

Il rame nella lega è l’elemento che favorisce e permette il corretto indurimento per precipitazione del materiale.

Il cromo, come in tutti gli acciai inossidabili, è l’elemento che garantisce la resistenza alla corrosione.

Il nichel provvede a bilanciare la lega in modo tale che non sia da un lato eccessivamente ferritica (lo scopo del suo utilizzo è equilibrare l’azione del cromo che è un elemento ferritizzante) e dall’altro troppo austenitica così da avere una risposta completa al trattamento termico. In questo modo, la stabilità dell’austenite è modesta e ne è possibile la trasformazione in martensite a temperatura ambiente.

Il manganese, come il nichel, è un elemento stabilizzante dell’austenite.

Il livello di carbonio è relativamente contenuto in quanto è un elemento austenitizzante e concorre alla formazione di carburi di cromo che, se presenti, hanno la capacità di peggiorare notevolmente la resistenza alla corrosione.

Infine, il niobio ed il tantalio fanno diminuire la durezza dopo il trattamento di solubilizzazione e quindi favoriscono la lavorabilità del materiale prima del trattamento di precipitazione per invecchiamento.

Nella tabella n. 2 si riportano le caratteristiche meccaniche tipiche dell’acciaio 17-4PH massivo trattato con due differenti cicli di indurimento.

Proprietà H 900 H 1150-M
Carico di rottura a trazione [MPa] 1379 862
Limite di snervamento (0.2%) [MPa] 1275 586
Allungamento [%] 14 22
Durezza [HRC] 44 27
Resistenza all’urto [J] 20 136

Tab. 2 – Caratteristiche meccaniche tipiche dell’acciaio 17-4PH.

 Il ciclo termico consigliato per questo acciaio prevede la solubilizzazione per 30 minuti a 1040°C seguito da raffreddamento in olio o flusso d’aria fino a temperature inferiori a 30°C. Successivamente si esegue:

trattamento H 900, che garantisce la massima resistenza meccanica;

trattamento H 1150-M,che garantisce la massima duttilità e resistenza all’impatto.

Il trattamento 1 viene eseguito mantenendo il materiale per 1 ora a 480°C e raffreddando poi in flusso d’aria o azoto. In questa fase avviene la formazione nella matrice metallica dei precipitati.

Il trattamento 2 viene eseguito mantenendo il materiale per 2 ore a 760°C e, successivamente, per 4 ore a 620°C e raffreddando poi in flusso d’aria o azoto.

Dal 1983 sono presenti sul mercato alcuni componenti prodotti con polvere di acciaio 17-4PH e realizzati con tecnologia MIM. A testimonianza della validità di tale soluzione, la Metal Powder Industries Federation (l’associazione americana dei produttori di componenti realizzati con la metallurgia delle polveri) ha inserito questa polvere tra quelle standard.

Allo stato dell’arte, molto poco è stato scritto riguardo i componenti realizzati “solo” pressando e sinterizzando, cioè con il ciclo tipico di produzione nel campo dei sinterizzati più tradizionali. La ragione di ciò è da ricercare nel fatto che tale polvere è sempre stata ritenuta molto difficile da comprimere in modo corretto. Il fine di questa pubblicazione è quello di descrivere le proprietà che si possono ottenere producendo componenti meccanici con la polvere di 17-4PH nel modo tradizionale.

Descrizione del meccanismo d’indurimento

Fig.1 – Diagramma di stato di riferimento per una lega di composizione Co idonea all’indurimento per precipitazione.

Per alcune leghe metalliche, la resistenza e la durezza possono essere aumentate mediante la formazione di particelle minutissime, di una seconda fase, uniformemente distribuite nella matrice (o prima fase). Questa dispersione avviene se si eseguono degli opportuni cicli termici. Il processo prende il nome di indurimento per precipitazione (precipitation hardening) in quanto le minuscole particelle della nuova fase si chiamano precipitati. Poiché l’incremento delle caratteristiche è conseguenza della generazione di particelle minutissime di una nuova fase, l’utilizzazione di un diagramma di stato facilita la comprensione del meccanismo d’indurimento. Inoltre, anche se nella pratica molte leghe idonee all’indurimento per precipitazione contengono, oltre al metallo base, più elementi di lega, la descrizione del meccanismo può essere limitata a un sistema binario come quello rappresentato nella figura 1. Affinché una lega possa essere indurita per precipitazione sono necessari due requisiti:

una discreta solubilità massima del componente B (da cui devono scaturire i precipitati) nel componente A (che costituisce la matrice) dell’ordine di almeno 5%;

una curva di solubilità del componente B in A che aumenta sensibilmente all’aumentare della temperatura.

In figura 1, il punto M indica la composizione di massima solubilità, allo stato solido, di B in A. Inoltre, la curva limite di solubilità fra i campi delle fasi a e a + b diminuisce dalla concentrazione massima M ad un valore molto basso di soluto B in A, individuato dal punto N. Si deve infine precisare che la composizione di una lega suscettibile di indurimento per precipitazione deve avere un contenuto di B inferiore a quello di massima solubilità M. Le tre condizioni elencate sono necessarie, ma non sufficienti, per rendere una determinata lega idonea al trattamento di indurimento descritto. Un requisito addizionale sarà precisato in seguito.

L’indurimento per precipitazione implica, in sequenza, due diversi cicli termici. Il primo è un trattamento di solubilizzazione, mediante il quale tutti gli atomi di soluto sono disciolti in una soluzione omogenea monofase. Con riferimento alla figura 1, consideriamo una lega di composizione Co; il trattamento consiste in un riscaldamento fino ad entrare nel campo di esistenza della sola fase a, cioè fino ad una temperatura To, superiore a quella in cui la verticale per Co attraversa la curva limite di solubilità. La lega deve poi permanere a questa temperatura per un tempo sufficiente alla completa scomparsa della fase b. Alla fine del periodo si permanenza a temperatura To la lega consiste di sola fase a, di composizione Co. La soluzione solida ottenuta mantenendo la lega per un tempo sufficientemente lungo ad una temperatura sufficientemente elevata non è una soluzione satura poiché la sua concentrazione è minore di quella all’equilibrio.

Segue quindi un raffreddamento rapido, vale a dire una tempra, fino alla temperatura T1 che, per molte leghe, è la temperatura ambiente. Il raffreddamento rapido garantisce che sia impedita ogni possibile ricomparsa della fase b. Alla fine di questo ciclo si è in presenza di una soluzione di non equilibrio, caratterizzata dalla soluzione solida monofase a, soprassatura di atomi di B. In questo stato la lega è poco dura e presenta una resistenza modesta. Inoltre, per moltissime leghe, la velocità di diffusione a temperatura ambiente è molto bassa, con il risultato che la struttura monobasica a si mantiene stabile, anche per tempi relativamente lunghi.

Nel secondo ciclo termico, o trattamento termico di precipitazione, la soluzione solida soprassatura a viene riscaldata fino ad una temperatura T2, inferiore a quella in cui la verticale per Co incontra la curva che separa i campi di esistenza di a e a + b. A questa temperatura cominciano a formarsi dei precipitati finissimi di fase b, di composizione Cb, molto prossima al 100% di B. Tale processo prende anche il nome di invecchiamento. Dopo un adeguato tempo di permanenza a T2, presumibilmente sufficiente ad eliminare la soprassaturazione, la lega è fatta raffreddare fino a temperatura ambiente; la velocità di discesa non riveste particolare importanza.

Fig.2 – Grafico schematico della temperatura in funzione del tempo per il ciclo combinato di solubilizzazione e precipitazione nel trattamento termico di indurimento per precipitazione.

In figura 2, in funzione del tempo, sono rappresentati i due trattamenti termici di solubilizzazione e precipitazione. Le caratteristiche delle particelle disperse di fase b dipendono sia dalla temperatura di precipitazione, T2, sia dal tempo di permanenza (o di “invecchiamento”) a questa temperatura. Dalle caratteristiche precedentemente indicate dipendono la durezza e la resistenza del materiale sottoposto a trattamento.

Il trattamento termico tipico consiste quindi in due cicli successivi, noti come solubilizzazione ed invecchiamento.

Nel primo ciclo, una lega idonea è scaldata ad una temperatura al di sopra della curva di solubilità allo scopo di ottenere una soluzione omogenea, poiché la seconda fase, presente generalmente in minor quantità, dissolve nella più abbondante fase. La lega viene quindi lasciata a questa temperatura sino a quando si ottiene una soluzione solida omogenea, quindi viene temprata ad una temperatura più bassa per creare una condizione di “supersaturazione”.

La tempra consiste nel raffreddamento molto rapido del metallo precedentemente scaldato che viene poi immerso in un liquido refrigerante. Quest’operazione impedisce un’apprezzabile diffusione degli elementi e si può così assumere che la soluzione solida viene portata a temperatura ambiente essenzialmente senza variazioni. In questo momento la lega, che era leggermente insatura alle temperature più alte, diviene a temperatura ambiente estremamente insatura. Essa, quindi, è in una condizione molto instabile e, compatibilmente con le condizioni ambientali, tenderà ad evolvere spontaneamente verso una condizione di maggior equilibrio.

Per completezza, è opportuno osservare che, in genere, la precipitazione non comincia immediatamente dopo il raggiungimento della temperatura di trattamento ma richiede un tempo di incubazione necessario per la formazione di nuclei sufficientemente grandi e stabili; dopo di che può avere inizio il processo di crescita.

Proprietà della polvere 17-4PH

Proprietà della polvere

Come prima operazione, la polvere è stata selezionata e divisa in base alle dimensioni medie delle particelle. Sono state selezionate quattro famiglie:

-100 mesh (149 micron) + 30% di polvere con granulometria -325 mesh (44 micron);

-100 mesh + 50% di polvere con granulometria -325 mesh;

-325 mesh;

-500 mesh (30micron).

Le polveri a. e b. corrispondono a quelle normalmente utilizzate dai produttori di sinterizzati mentre le polveri più fini (la c. e la d.) sono state inserite nello studio perché, come è noto, più fini sono le polveri maggiore è la superficie di contatto e di scambio tra le particelle e quindi maggiore è la densità finale ottenuta dopo sinterizzazione. Chiaramente, densità più elevate comportano caratteristiche meccaniche migliori benché implichino problemi in fase di pressatura dovuti alla scarsa o nulla scorrevolezza della polvere che fatica a riempire correttamente la cavità dello stampo di formatura.

Alla polvere è stato aggiunto del lubrificante in quantità pari allo 0.75% in peso e tutti i campioni sono stati pressati a 660 MPa.

La composizione chimica della polvere da cui sono state ricavate le 4 famiglie è riportata nella tabella 3.

Elemento Percentuale in peso [%]
Cromo 16.38
Rame 3.98
Nichel 4.12
Niobio e Tantalio 0.34
Manganese 0.15
Silicio 0.49
Carbonio 0.029
Fosforo 0.019
Zolfo 0.011
Ferro resto

Tab. 3 – Composizione chimica della polvere di acciaio 17-4PH analizzata.

Nella tabella 4 si riportano le proprietà fisiche rilevate sulle 4 famiglie di polvere non lubrificata.

Famiglia Densità apparente [g/cm3] Scorrevolezza [s/50g]
a 3.04 25
b 3.01 23
c 2.77
d 2.72

Tab. 4 -Proprietà fisiche della polvere delle famiglie di acciaio 17-4PH analizzate.

Le due polveri più fini hanno, come era immaginabile, la densità apparente più bassa e non riescono a scorrere in modo corretto. Da sottolineare come la prova di scorrevolezza sia molto importante per i produttori di componenti sinterizzati perché indica la capacità/facilità della polvere di riempire una cavità ed è quindi, in qualche modo, legata alla produttività.

Nella tabella 5 vengono invece riportate le proprietà dei componenti solo pressati (densità e resistenza meccanica). Da ricordare che i componenti solo pressati e non ancora sinterizzati prendono il nome di componenti al verde.

Famiglia Densità al verde   [g/cm3] Resistenza al verde [MPa]
a 6.14 5.5
b 6.17 5.3
c 6.06 8.06
d 6.02 11.1

Tab. 5 – Proprietà fisiche dei componenti al verde delle famiglie di acciaio 17-4PH analizzate.

Le due famiglie di polvere più fini, presentano la densità al verde più bassa avendo, in partenza, una densità apparente di circa il 10% inferiore alle polveri a. e b. ma anche una resistenza al verde superiore a dovuta ai maggiori punti di contatto tra le singole particelle. Le due polveri di normale impiego industriale si comprimono a livelli sufficienti per formare un pezzo al verde coerente anche se presentano dei valori di densità inferiori rispetto a quelli che si possono ottenere utilizzando polveri di acciaio inossidabile della serie 3 o della serie 4. Nelle stesse condizioni di pressatura, la serie 3 e la serie 4 raggiungono circa 84% della densità teorica mentre la polvere analizzata arriva al 79%. Anche la resistenza al verde risulta superiore per le serie 3 e 4 (6.9 MPa contro circa 5.3 MPa).

 Proprietà fisiche dei componenti sinterizzati e invecchiati

Il ciclo termico dei particolari pressati prevede differenti passaggi. I componenti sono stati prima delubrificati in aria per 20 minuti alla temperatura di 510°C e poi sinterizzati per 1 ora a 1.120°C, 1.200°C e 1.260°C. La sinterizzazione è stata eseguita in atmosfera controllata di idrogeno puro (100% idrogeno) o di ammoniaca dissociata (75% idrogeno, 25% azoto). In questo processo termico la sinterizzazione, oltre ad avere la funzione primaria di unire tra loro le particelle di polvere solo pressata creando i colli di saldatura, sostituisce anche il trattamento di solubilizzazione necessario per preparare il materiale al trattamento di invecchiamento. Tale trattamento è stato successivamente condotto seguendo le indicazione del ciclo H 900 precedentemente descritto.

Fig.3 – Andamento della densità dei particolari analizzati in funzione della temperatura di sinterizzazione con atmosfera protettiva di idrogeno puro o ammoniaca dissociata.

La densità dei pezzi sinterizzati risulta essere, per entrambe le atmosfere di sinterizzazione, funzione crescente della temperatura. Inoltre, la sinterizzazione in idrogeno garantisce una densificazione maggiore rispetto a quella in ammoniaca dissociata, tale effetto risulta ancora più pronunciato con l’aumento della temperatura. Inoltre, le polveri più fini, avendo un’attività in sinterizzazione maggiore, portano ad una densità finale più elevata rispetto alle polveri più grossolane. Tutto questo viene riportato nella figura 3.

Fig.4 – Variazione dimensionale dei particolari analizzati in funzione della temperatura di sinterizzazione con atmosfera protettiva di idrogeno puro.

L’aumento di densità del pezzo sinterizzato è anche la naturale conseguenza di una variazione dimensionale in fase di sinterizzazione. Le curve riportate in figura 4, solo per la sinterizzazione in idrogeno puro, mettono bene in evidenza come, in termini assoluti, la variazione dimensionale del pezzo sinterizzato rispetto alla dimensione della matrice di formatura del pezzo pressato sia anch’essa una funzione direttamente proporzionale alla temperatura di processo. La stessa cosa avviene anche per la sinterizzazione in atmosfera di ammoniaca dissociata ma tale effetto, come si può prevedere dall’andamento della densità (fig. 3 a destra), è più contenuto.

Infine, dopo il trattamento di indurimento / precipitazione per invecchiamento, la densità dei componenti non subisce variazioni rilevanti qualunque sia il ciclo effettuato.

 Proprietà meccaniche dei componenti sinterizzati e invecchiati

Fig.5 – Andamento del limite di snervamento dei particolari analizzati in funzione della temperatura di sinterizzazione con atmosfera protettiva di idrogeno puro e invecchiamento secondo H900 in idrogeno o azoto.

Il carico di snervamento, com’era logico aspettarsi, è funzione della temperatura di sinterizzazione: ciò viene chiaramente mostrato nella figura successiva che riporta le condizioni di sinterizzazione ed indurimento (H900) in idrogeno (a sinistra) e di sinterizzazione in idrogeno e indurimento (H900) in azoto (a destra). Questo confronto è il più appropriato perché la sinterizzazione in idrogeno permette di raggiungere la densità più elevata rispetto alla sinterizzazione, più economica, in atmosfera di ammoniaca dissociata mentre l’invecchiamento in azoto, rispetto a quello in idrogeno, è da preferire perché più economico e sicuro.

Fig.6 – Andamento del carico di rottura dei particolari analizzati in funzione della temperatura di sinterizzazione con atmosfera protettiva di idrogeno puro e invecchiamento secondo H900 in idrogeno o azoto.

Inoltre, con la sinterizzazione in atmosfera di ammoniaca dissociata esiste il rischio di una interazione tra l’azoto ed il materiale che porta ad una stabilizzazione dell’austenite ed alla possibile formazione di precipitati di nitrato di cromo.

Per comparazione, il limite di snervamento dell’acciaio inossidabile sinterizzato 316L, pressato allo stesso tonnellaggio e sinterizzato in atmosfera di idrogeno puro a 1.200°C, varia tra i 170 e i 210 MPa (in funzione delle dimensioni dei granuli di polvere).

Le medesime considerazioni possono essere fatte per il carico di rottura a trazione di cui si riporta nella figura 6 gli andamenti a parità di condizioni analizzate per il limite di snervamento.

Per comparazione, il carico di rottura dell’acciaio inossidabile sinterizzato 316L, pressato allo stesso tonnellaggio e sinterizzato in atmosfera di idrogeno puro a 1.200°C, varia tra i 310 e i 380 MPa.

Fig.7 – Andamento della durezza dei particolari analizzati in funzione della temperatura di sinterizzazione con atmosfera protettiva di idrogeno puro e invecchiamento secondo H900 in idrogeno o azoto.

Per quanto riguarda la durezza raggiunta dopo il processo di invecchiamento, si riporta l’andamento in funzione della temperatura nei casi di sinterizzazione in idrogeno con l’invecchiamento H900 condotto nelle due differenti atmosfere (fig. 7). Come si può notare, la durezza HRB è paragonabile e ciò significa che la dispersione dei precipitati nella matrice metallica non viene influenzata dall’atmosfera del trattamento di invecchiamento.

Per comparazione, la durezza HRB dell’acciaio sinterizzato 316L, pressato allo stesso tonnellaggio e sinterizzato in atmosfera di idrogeno puro a 1.200°C, varia tra i 45 e i 55 punti.

Solo come commento, l’allungamento a rottura del materiale 17-4PH sinterizzato risulta essere limitato a causa di una matrice metallica dove i precipitati ostacolano lo scorrimento e la ridistribuzione del materiale. Nelle condizioni ottimali, l’allungamento a rottura non va oltre il 6 – 7%. Per comparazione, l’allungamento a rottura dell’acciaio sinterizzato 316L, pressato allo stesso tonnellaggio e sinterizzato in atmosfera di idrogeno puro a 1.200°C, varia tra il 18 ed il 23%.

 Analisi microstrutturale del materiale sinterizzato ed invecchiato

Fig.8 – Microstruttura del materiale 17-4PH sinterizzato.

La microstruttura dei materiali sinterizzati in atmosfera di idrogeno puro (fig. 8) mette in evidenza una martensite molto fine (difficile da risolvere al microscopio ottico) con alcune zone isolate di ferrite. Questa microstruttura è tipica dell’acciaio 17-4PH sinterizzato e raffreddato rapidamente per creare una soluzione sovrassatura di elementi “pronti” a precipitare per l’effetto termico del processo di invecchiamento.

Fig.9 – Microstruttura del materiale 17-4PH sinterizzato e invecchiato (H900).

La fig. 9 evidenzia la microstruttura dello stesso materiale invecchiato con il processo H900. La struttura cristallina è sostanzialmente la stessa ma si nota la presenza più marcata (principalmente al bordo del grano cristallino) di precipitati: essi sono i principali responsabili dell’aumento di durezza ed, in generale, dell’aumento delle proprietà meccaniche del materiale dopo invecchiamento. Inoltre, non c’è alcuna evidenza di nitrati di cromo nemmeno sul campione invecchiato in azoto. Tale considerazione è importante perché il cromo nella matrice metallica è il principale elemento che garantisce l’inossidabilità e quindi la resistenza alla corrosione.

Conclusioni

Le conclusioni del presente lavoro portano a suggerire un utilizzo più ampio del materiale 17-4PH anche nel campo del sinterizzato tradizionale in quanto tale polvere è in grado di coniugare le ottime proprietà meccaniche e chimiche del materiale dopo invecchiamento con le prerogative tipiche dei componenti sinterizzati e cioè la buona precisione dimensionale, le economie legate ai volumi di produzione e la costanza delle caratteristiche nel tempo. Chiaramente il ciclo produttivo deve rispondere a precise specifiche quali:

la pressatura, a fronte di una polvere un po’ più ostica da comprimere rispetto agli acciai inossidabili tradizionali, deve garantire dei livelli minimi di densità al verde per ottenere delle densità dopo trattamento termico accettabili;

la sinterizzazione deve essere effettuata in atmosfera di idrogeno puro e con la temperatura più alta possibile anche in questo caso per poter garantire la massima densità;

Il processo di invecchiamento o indurimento per precipitazione può essere effettuato in atmosfera controllata di idrogeno o azoto e garantisce un miglioramento effettivo delle proprietà meccaniche del materiale a patto che vengano rispettati i tempi e le temperature ottimali in base alle caratteristiche che si vogliono esaltare.

 Ringraziamenti

L’autore vuole ringraziare la società Ametek Specialty Metal Products Division nella persona dell’agente per il mercato europeo Mr Verniers per la documentazione fornita ed il Politecnico di Milano, Polo di Lecco, per la realizzazione delle micrografie commentate nel presente lavoro.

Riferimenti bibliografici

1. “Armco 17-4PH Precipitation-Hardening Stainless Steel”, Armco Data Bulletin No. S-22, 1988.

2. R. Billet, “Injection Moulding Complex PM Parts”. Metal Powder Report, 39 (1) (1984), pp. 13-16.

3. MPIF Standard 35, Materials Standard for Metal Injection Molded Parts (Princeton, New Jersey: Metal Powder Industries Federation, 1993), pp. 8-9.

4. John H. Reinshagen and Richard P. Mason, “Recent Developments in Alloy Powders for High Performance Structural Applications”, International Journal of Powder Metallurgy, 30 (2) (1994), pp. 165-171.

5. John H. Reinshagen and John C. Witsberger, “Properties of Precipitation Hardening Stainless Steel Processed by Conventional Powder Metallurgy Techniques”

2 Commenti

  1. Grazie per l’esposizione.
    Vorrei sapere cosa causa nel 17-4ph una %C=0,10 – 0,20
    La mia deduzione personale é che dopo la Solubilizzazione rimane in struttura Austenitica condurezza HRC 0 – 27 a seconda dei valori di carbonio.
    Grazie fin da ora
    Saluti
    Stefano

LASCIA UN COMMENTO

Please enter your comment!
Please enter your name here