Diagrammi di fase - Homepage | DidatticaWEB

51
Diagrammi di fase DEFINIZIONI : Compo nente : metalli puri o/e composti di cui la lega è formata S oluto e solvente : soluzioni solide , il soluto occupa siti interstiziali o sostituzionali nel reticolo cristallino del solvente Sistem a: a)serie di possibili leghe con gli stessi componenti di cui però non si specifica la composizione (sistema ferro-carbonio) b) un corpo specifico di un certo materiale Limite di solubilità Fasi Microstruttura Equilibrio di fase

Transcript of Diagrammi di fase - Homepage | DidatticaWEB

Diagrammi di faseDEFINIZIONI : Componente : metalli puri o/e composti di cui la lega è formata Soluto e solvente : soluzioni solide , il soluto occupa siti interstiziali o

sostituzionali nel reticolo cristallino del solvente Sistema:

a)serie di possibili leghe con gli stessi componenti di cui però non si specifica la composizione (sistema ferro-carbonio)b) un corpo specifico di un certo materiale

Limite di solubilità

Fasi

Microstruttura

Equilibrio di fase

Limite di solubilità

Limite di solubilità : concentrazione massima di atomi di soluto che possono esseredisciolti nel solvente per formare soluzione solidaAggiunga ulteriore di soluto : altra soluzione solida con composizione differente

Curva di solubilità limite

H2O- C12H22O11

Limite di solubilità dipende dalla T

Fase

Fase: porzione omogenea di un sistema che ha caratteristiche chimico-fisiche uniformi

Singola fase (omogeneo):

Materiale puro Solido Liquido Soluzioni di gas

Più di una fase (miscele o sistemi eterogenei):

Ogni fase proprie caratteristichechimico e/o fisiche

Superficie di separazione tra le fasi cambio repentino caratteristiche

Es. Acqua e zucchero oltre limite di

solubilità Acqua + ghiaccio (stessa composizione

chimica) due stati diversi Coesistenza di due strutture cristalline

diverse (fcc e bcc)

LEGHE METALLICHE

SISTEMI POLIMERICI

CERAMICI

COMPOSITI

Microstruttura

Nelle leghe metalliche è caratterizzata:- numero di fasi presenti- loro quantità relativa- dal modo in cui sono distribuite e disposte

Dipende: Presenza elementi della lega Loro concentrazione Trattamento termico (temperatura a cui il materiale è stato

Scaldato, durata del riscaldamenteo e velocità diraffreddamento)

Osservabile al microscopio ottico o elettronico

Equilibri di faseEQUILIBRIO DI UN SISTEMA : per determinate condizioni diT, p e composizione

Dal punto di vista macroscopico caratteristiche non cambiano nel tempostabile

Dal punto di vista termodinamico minimo dell’energia libera G = H -TS

Cambiamento della temperatura o/e pressione o/e composizione aumento energia libera

cambiamento spontaneo verso un altro stato di equilibrio in cui energia libera è minima

EQUILIBRIO DI FASE: per sistemi con più di una fase costanza nel tempo delle caratteristiche delle fasi di un sistema

Fasi solide : stato del sistema riconosciuto dalle caratteristiche della microstruttura non solo fasi presenti con le loro composizioni quantità relative delle fasi loro distribuzione spaziale

STATO METASTABILE: stato di non equilibrio, lentissimi cambiamenti di avvicinamentoallo stato di equilibrio, che può anche non essere mai raggiunto

Velocità di trasformazione e i fattori che influiscono

Diagrammi di faseDiagramma sintetico che racchiude informazioni sullastruttura delle fasi di un particolare sistema

Sistemi omogenei (ad un singolo componente):Diagramma di fase (p-T) : T e p

101.3 kPa = 1 atm

Punto triplo (invariante) : p = 0.61 kPa ,T= 273.16 K

Diagrammi di fase binariDiagrammiT vs concentrazionea pressione costante = 101.3 kPa = 1 atm

Diverse regioni o campi:definite dalla fase o dalle fasi cheesistono entro l’intervallo diT e p delimitato dalle curve di confine delle fasi

fcc

CU-NI : SISTEMA ISOMORFO COMPLETA

SOLUBILITÀ DEI DUE COMPONENTI SIA

NEL LIQUIDO CHE NEL SOLIDO

- Fasi presenti- Composizione (facile monofase, + complesso bifase)- Quantità relativa

Composizione solida : C s

Composizione liquida : Cl

- Quantità relativa : monofase 100 %Bifase ?

% di fase liquida e % di fase solida

Diagrammi di fase binari

SWL =

R+ S

WL = C

Ca − C0

a − C L

Frazione in volume (per lega due fasi a e )

doveVa =

𝒗a

+ 𝒗

𝒗a e 𝒗

Calcolate dall’esame delle microstrutture

Va + V = 1va

Frazione in massa

Evoluzione della microstruttura nelle leghe isomorfe

Raffreddamento di equilibrio

Il processo di solidificazione è molto lento, avviene attraverso una serie di passaggi tra stati di equilibrio

Evoluzione della microstruttura nelle leghe isomorfeRaffreddamento di non equilibrio

Il processo di solidificazione è veloce, avviene attraverso una serie di passaggi tra stati di non equilibrio

IPOTESI la velocità di diffusione nel liquidomaggiore della velocità di solidificazione nel liquido si mantiene lo stato di equilibrio

Grado di scostamento dalla curva disolidus dipende dalla velocità di raffreddamento rispetto alla velocità di diffusione nel solido.

Distribuzione tra i 2 elementi nel granonon è uniforme: segregazioneMaggiore concentrazione elemento conTf

maggiore è al centro Struttura a cuore

Omogeneizzazione: Struttura a cuoreeliminata riscaldamento aT<Tf del punto di solidus per la lega. Diffusione di atomi.

PerT <Tf del componente più basso fondente:singola fase solida rafforzamento fase solida maggiore resistenza e durezza

Proprietà meccaniche nelle leghe isomorfe

Con il riscaldamento strutture + esterne fondono prima liquide perdita integrità meccanica.Fusione bordo grano aT<Tf curva di solidus di equilibrio.

Diagrammi di fase binari eutettici 3 regioni monofasiche: a , eliquido

a : soluzione solida ricca in Cu, Ag è il soluto soluzione solida ricca in Ag, il Cu è il

soluto ENTRAMBE FCC

solubilità limitata, curve CBA e HGF limite di solubilità solubilità aumenta conT fino ai punti B e G solubilità diminuisce perT>TB =TG = 779°C

Solidus

Diagrammi di fase binari eutettici 3 regioni monofasiche: a , eliquido

3 regioni bifasiche: a +L, +L,a +

1 punto invariante perraffreddamento : Reazione eutettica

Lungo isoterma eutettica punti con equilibrio di 3 fasi

Le 2 fasi coesistono Le composizioni e la percentuale in

peso (o in volume) dell’una e dell’altra fase da determinare

attraverso le linee coniugatecorrispondenti e la regola della leva

Solidus Isoterma eutettica

2 CURVE DI LIQUIDUS:

LaTf del Cu diminuisce conl’aumento della % in peso dell’Ag

LaTf dell’Ag diminuisce con l’aumento della % in peso del Cu

TE, CE

Diagrammi di fase binari

Binari: stati di equilibrio con 1 o 2 fasi Binari eutettici: stati di equilibrio anche con 3 fasi Regioni monofasiche sempre separate da 1

regione bifasica comprendente le fasi che separa

Leghe a bassaTf sono appositamente formulate con

composizioni vicine a quellaeutettica

Evoluzione della microstruttura nelle leghe eutetticheC0 < Cx < Cmax@RT per soluzione solida monofasica

SISTEMA SN-PB

leghe ricche in Pb con Sn (0-2) % in pesoleghe ricche in Sn con Sn (99-100)% in peso

PER RAFFREDDAMENTO

1. Liquido2. Liquido + microstruttura fase

a , ognuna con suacomposizione e percentuale inpeso dell’una e dell’altra

3. Solido policristallino4. Non ulteriori variazioni con il

diminuire dellaT sottoTf

Evoluzione della microstruttura nelle leghe eutettiche

solida monofasica

SISTEMA SN-PB

leghe ricche in Pb con Sn (2-18.3) % in pesoleghe ricche in Sn con Sn (97.8-99)% in peso

PER RAFFREDDAMENTO

1. Liquido2. Liquido + microstruttura fase a ,

ognuna con sua composizione epercentuale in peso dell’una e dell’altra

3. Solido policristallino4. T <Tsolvus formazione di grani di fase 5. Con ulteriore raffreddamento grani

aumentano dimensione. Incorrispondenza, cambia loro composizione e percentuale in peso.

per soluzione

Cmax@RT < Cx < CTE

Evoluzione della microstruttura nelle leghe eutetticheCx = CE

SISTEMA SN-PB

CE = 61.9%

PER RAFFREDDAMENTO

1. Liquido con concentrazione CE

2. Struttura eutettica: solidopolicristallino a lamine alternate(lamelle) fase a e .Composizione 18.3% e 97.8% datada intersezione linea coniugata concurve di solidus.

Redistribuzione per diffusione di atomi nella fase liquida in prossimità

interfaccia solido-liquido

Configurazionelamellareconsente la necessaria diffusione atomi su distanze relativamentebrevi

Evoluzione della microstruttura nelle leghe eutetticheCTE

< Cx < CE

SISTEMA SN-PB

leghe ricche in Pb con Sn (18.3-61.9) % in pesoleghe ricche in Sn con Sn (61.9-97.8)% in peso

PER RAFFREDDAMENTO

1. Liquido con concentrazione Cx

2. L-fase a , formazione microstrutture fase aprimaria

3. T=TE: solido policristallino alamine alternate fase a e e grani di fase a fase aeutettica

COMPOSIZIONE E PERCENTUALE

IN PESO DEI MICROCOSTITUENTI?

Composizione e percentuale in peso dei microcostituenti?

Composizione del liquido : C4’

Al raggiungimento diT=TE

Microcostituente eutettico′

fase aprimaria

𝑾𝜶′ =𝑸

𝑷 + 𝑸

𝑾𝒆 = 𝑾𝑳 =𝑷

𝑷 + 𝑸

𝑾𝜶 =𝑸 + 𝑹

𝑷 + 𝑸 + 𝑹𝑾𝜷 =

𝑷

𝑷 + 𝑸 + 𝑹

SE PROCESSO DI RAFFREDDAMENTO AVVIENE ATTRAVERSO STATI DI NON EQUILIBRIO

I grani costituente primario segregazione a cuore: disuniformedistribuzione del soluto dal centro al bordo del grado

Una volta superata isotermaeutettica (T<TE)

Frazione microcostituente eutettico> rispetto situazione di equilibrio

Evoluzione della microstruttura nelle leghe eutettiche

Diagrammi di fase con leghe

Soluzionisolide terminali

Soluzioni solide terminali

Zone tratteggiate: velocità di diffusione atomi così lenta che non è possibile determinare con esattezza la posizione delle curve in condizioni di equilibrio

Soluzionisolide

intermedie

Diagrammi di fase con composti intermediComposti hanno formule chimiche diversi:Metallo-Metallo Composti intermetallici

Linea retta, non una regione: valesolo per una data composizione

2 DIAGRAMMI DI FASE

EUTETTICI SEMPLICI

accostati lungo lalinea verticale:In cui il compostoMg2Pb è un componente dell’uno e dell’altro.

Mg2Pb19% Mg, 81% Pb in peso2/3 atomi Mg; 1/3 atomi Pb

Reazione eutettoide e peritettica Per raffreddamento:una fase solida

Due fasi solide diverse

Punto E: eutettoide Lineaconiugata passante per E:

isoterma eutettoide

Per raffreddamento:una fase liquida + solida

Fase solida diversa

Punto P: invarianteperitettico

Trasformazioni di fase congruenti

Classificate in base alla presenza di variazione di composizione dellefasi coinvolte

CONGRUENTI: NO variazione di composizione (trasformazioni allotropiche, fusione metalli puri, fusione composti es. Mg2Pb)

INCONGRUENTI: : Reazioni eutettiche, eutettoidi, fusioni di legasistema isomorfo, reazione peritettica

Sia la costruzione dei diagrammi di fase che i principi che regolano le condizioni di equilibrio delle fasi

Leggi termodinamica

In un sistema composto di C costituenti, le condizioni termodinamiche perl’equilibrio sono date dalla regola delle fasi di Gibbs :

P+F= C+N

P = numero delle fasi presentiF = numero di gradi di libertà o numero di variabili controllate dall’esterno che deve essere specificato per identificare lo stato del sistemaC= numero dei componenti indipendenti (elementi o composti stabili) N = numero delle variabili fisiche (i.e. pressione, temperatura)

Regola delle fasi di Gibbs

p= cost= 1 atm

N = 1; C=2 (Ag e Cu)

P+F= 2+1 = 3

F = 3 – P

P = 1 singola faseF = 2Devo definire composizione eT

P =2 bifaseF= 1NotaT composizione del solido e del liquido (non quella globale)Nota composizione del solido o del L o di una delle 2 fasi solide l’altra composizione eT

P =3 tre fasi (isoterma eutettica,invarianti)F= 0Le composizioni di tutte e 3 lefasi e laT sono definite.

Regola delle fasi di Gibbs

Il sistema ferro-carbonio

Fe3C dura e fragile, nell’acciaio ne aumenta la resistenza Metastabile a RT, tempo

indefinito Per lunghi riscaldamenti (anni)

a 650°C <T< 700°C a-Fe + grafite e rimane tale per raffreddamento sino a RT

Si forma Fe3C Linea verticaleFe-Fe3C 100% Fe3C

C < 6.7% in peso:

Acciai e Ghise

a : C interstiziale ma in bcc piccoli spazi pochissimi atomi relativamente tenera, magnetica T<768°C

: in fcc spazi interstiziali più grandi, maggiore % di atomi C (max 2.14% contro lo 0.022%) non magnetica

: come a ma solo aT più alte

Il sistema ferro-carbonio4.3% C @ 1147°Ceutettico L + Fe3C

0.76 % C @ 727°Ceutettoide a +Fe3C

FE PURO < 0.008% C @RT ferrite

ACCIAIO: 0.008% - 2.14 % C (max 1%C)

GHISE: leghe ferrose 2.14 – 6.7 % C (< 4.5%C)

Evoluzione della microstruttura nelle leghe ferro-carbonioEQUILIBRIO TERMODINAMICO

Alternanza di lamine delle 2

fasi che si formanosimultaneamenteSpessore relativo 8:1

PerliteGrani dette colonie, al cuiinterno lamelle equiorientate Chiari ferrite, scure cementite

Perlite proprietà intermedie tra ferrite e cementite

Variazione della composizione 0.76% austenite0.022 % ferrite e 6.7% nella cementite Lamelle diffusione atomi su distanze brevi

Evoluzione della microstruttura nelle leghe ferro-carbonioEquilibrio termodinamico

d. La maggior parte particelle di ferritesi forma al bordo grano

e. Composizione della ferrite cambiarispetto al punto d e anche la suafrazione rispetto all’austenite (che cambia più drasticamente incomposizione) ferrite pro eutettoide

LEGHE IPOEUTETTOIDI

f. Tutta l’austenite trasformata in perlite: ferrite matrice che avvolge le colonie diperlite. Ferrite eutettoide

Evoluzione della microstruttura nelle leghe ferro-carbonioEquilibrio termodinamico

h. Cementite si forma lungo i bordi dei graniaustenitici originari . Cementite proeutettoide.

Composizione cementite costante al variare diT.Composizione austenite varia.

i. Austenite diventata perlite Cementite eutettoide

LEGHE IPEREUTETTOIDI

Raffreddamento di non equilibrio

Velocità di raffreddamento tanto veloce che non si raggiunge lo stato diequilibrio composizioni e frazioni relative previste dal diagramma di fase

1) Comparsa di cambiamenti di fase o di trasformazioni aT diverse daquelle previste in base alle curve del diagramma di fase

2) Esistenza aT ambiente di fasi di non equilibrio che non esistonosecondo il diagramma di fase.

Trasformazioni di faseEvoluzione della microstruttura e variazioni delle proprietà meccaniche

Proprietà meccaniche di un materiale si ottengono attraverso una trasformazione difase Trattamento termico

Trattamento termico : dipende dallaT e dalla durataDiagrammi di fase modificati

Imparare ad usare tali diagrammi di fase modificati per progettare leghe con le proprietà meccaniche desiderate alla temperatura di lavoro

Proprietà meccaniche:Es. aumento resistenza Affinamento del grano Formazione di soluzioni solide Incrudimento Modifiche della microstruttura

trasformazioni di fase

1) Diffusione,SENZA modifica del numerofasi e composizione (es. solidificazione componente puro, ricristallinizzazione, ingrandimento del grano)

2) Diffusione, CON modifica della composizionee, a volte, numero delle fasi (es. eutettoide)

3) No diffusione atomica produce fasi metastabili

La cinetica delle trasformazioni di fase

Trasformazioni di fase formazione di almeno una nuova fase con caratteristichefisico-chimiche e/o struttura diverse dalla fase originaria

Non processo istantaneo ma graduale

Formazione di un elevato numero di particelle molto piccole della nuova fase cheaumentano di dimensione fino a completamento (raggiungimento frazione di equilibrio)

Nucleazione Crescita

Nucleazione

OMOGENEA i nuclei si formano in modo uniformeovunque

ETEROGENEA i nuclei si formano in corrispondenzadisomogeneità strutturali (impurezze, pareti, bordigrano, dislocazioni

Nucleazione omogeneaParametro termodinamico che governa le trasformazioni di fase

G = H – TS Trasformazione di fase spontanea se

G = Gfin-Gin <0

Es. Solidificazione di un metallo puro

All’ interno del liquido si vengono a creare un certo numero di nuclei (i.e. agglomerati di atomi con organizzazione cristallina della fase solida).Ad es. Sferici, raggio r.

G = Gv + Gs

gv = gsolido- gliquido energia libera di Gibbs di volume per unità di volumesolo perT<Tf Gv = gv V = gv 4/3 r3 <0

energia richiesta per formazione della superficie di separazione tra le fasi nelcorso della trasformazione , energia libera di superficie per unità di superficie

> 0 Gs = A = r2

G = Gv + Gs gv 4/3 r3 + r2

G * = energia critica di attivazioneenergia necessaria per formare un nucleo stabile

𝒓∗ = −2

∆g𝒗

G * = 16𝜋 𝛾3

3 ∆𝑔𝑣2

Forze guida chegovernano la

trasformazionedi fase

gv = 0

gv <0 a

per T=Tf di equilibrio

T<TfSi può mostrare che perT vicine aTf

∆g𝒗 =∆hf(Tf − T)

Tf

Calore latente di fusione (calore ceduto durante la solidificazione)

𝒓∗ = −2Tf

∆hf(Tf - T)

G * = 16𝜋 𝛾3 𝑇𝑓

3 ∆ℎ𝑓2

1

𝑇𝑓−𝑇 2

Il numero di nuclei stabili n* (T) con raggi r > r*

𝒏∗ = K1e− 𝒌T

∆𝑮∗

K1 numero totale di nuclei della fase solida

Da Qd e dallaT dipende la frequenza con cuigli atomi dal liquido si legano al nucleo solido

K3 numero atomisu superficie di unnucleo

VELOCITÀ DI NUCLEAZIONE: NUMERO DI NUCLEI

PER UNITÀ DI VOLUME PER SECONDO

ALTRO FATTORE INFLUENZA NUCLEAZIONE: DIFFUSIONE ATOMICA

Frequenza di raggruppamento vd degli atomi mediantediffusione a corto raggio nella fase liquida nel corso dellaformazione dei nuclei velocità di diffusione

Effetto diT su D e velocità di diffusione n𝒅 = 𝑲𝟐𝒆−𝑸𝒅𝑲𝑻

ሶ𝑵 = 𝑲𝟑𝒗𝒅𝒏∗ = 𝑲𝟏𝑲𝟐𝑲𝟑𝒆−𝑸𝒅𝑲𝑻𝒆−

∆𝑮∗

𝑲𝑻

1) Vale per qualsiasi tipo di geometria dei nuclei2) Vale per tutti i tipi di trasformazioni omogenee

(solido-gas, solido-solido)3) L’energia libera di volume e di superficie

saranno diverse per le varie trasformazioni4) Per il raffreddamento, la velocità di nucleazione

comincia ad essere apprezzabile a T<Tf

sottoraffreddamento (anche centinaia di gradi) per la nucleazione omogenea

Nucleazione eterogeneaEnergia libera di superficie su superficie o interfacce si riduce

Energia di attivazione per la nucleazione è minore

Più facile nucleazione su superficie o interfacce (T di sottoraffreddamento siriduce a qualche grado)

Nucleazione su superficie piana, di una particella solida apartire da una fase liquida

Entrambe le fasi si spandono e coprono la superficie pianaTre energie di interfaccia (forze dovute a tensioni superficiali)

sul piano 𝜸𝑰𝑳 = 𝜸𝑺𝑰 + 𝜸𝑺𝑳 cos 𝜃

𝒓∗ = −2SL

∆G𝒗

G * = 16𝜋 𝛾𝑆𝐿

3

3 ∆𝐺𝑣2 S( 𝜃)

Gomog *

Crescita

Crescita : dal momento in cui embrione raggiunge r=r*

Crescita si conclude quando nuove particelle si contattano

Crescita per diffusione :nella fase originariatra fase originaria e nuovaall’interno del nucleo

Processi termicamente attivati Se velocità ha dipendenza exp daT

Grani sottiliEqne della velocità tipo Arrhenius

Velocità di crescita

LIQUIDO-SOLIDO

GAS-SOLIDO

SOLIDO-SOLIDODIMENSIONI PARTICELLE DELLA

NUOVA FASE DIPENDONO DA T

Grani grandiሶ𝑮 = 𝑪 𝒆 −𝑸𝑲𝑻

Cinetica della trasformazione di faseTrasformazione di fase dipende dallaT Ma anche, aT=cost, dal tempo

Quanto tempo impiega il sistema ad arrivare ad una certa % , y, di fase nuova?

Misure sia dirette (microscopio) sia indirette (proprietà fisiche tipiche della nuova fase)

Per trasformazioni in fase solida:

𝒚 = 1 − e−𝒌𝒕𝒏eq.ne di Avrami

DEFINIZIONE

velocità di trasformazione = 𝒕0.5

1

Stati metastabili e stati di equilibrio

Trasfomazioni di fase :T, p, concentrazione

Trattamento termicoVelocità del raffreddamento : parametro fondamentale

Tempi abbastanza lenti perché l’evoluzione sia attraverso successivi stati di equilibrio

Ma quanto tempo? Il diagramma di fase non lo dice

Velocità di avvicinamento all’equilibrio per i sistemi solidi così bassa che strutturedi equilibrio sono rare

Raffreddamento non di equilibrio trasformazioni sono traslate aT<Teq

SOTTORAFFREDDAMENTO

Riscaldamento non di equilibrio trasformazioni aT>Teq

SOVRARISCALDAMENTO

STRUTTURE METASTABILI

Strutture intermedie tra quelle prima della trasformazione e quelle diequilibrio

INFLUENZA DELTEMPO

SULLETRASFORMAZIONI

DI FASE

Diagrammi di trasformazione isotermica

0.76 % C @ 727°Ceutettoide a +Fe3C

Temperatura di raffreddamento,TR, gioca ruolo fondamentale

Ipotesiraffreddamento

rapido aTR = cost.DIAGRAMMI DI

TRASFORMAZIONE

ISOTERMICA O T-T-T

T>Te AusteniteT<Te tempi moltolunghi seTTe ; velocità di trasformazionemolto bassa

SPESSORE LAMINA DIPENDE DA TDI SOTTORAFFREDDAMENTO

T< Te alte velocità di diffusione, atomi di C diffondono su regioni molto ampie

lamine estesePERLITE

GROSSOLANA

T«Te bassevelocità di diffusione, atomi di C diffondono suregioni vicine lamine piccole

PERLITE FINE

C = 1.13%

C

+ C

SOTTORAFFREDDAMENTO A T < 540°C

Formazione di microstruttura diBAINITE

(ferritica+cementite)ma cementite sottoforma di aghi oplacchette in matrice di ferrite.

Bainite e Perlite sono competitive

Una volta formata una è stabile

solo riscaldamento a T>TE austenite

Lunghi Riscaldamenti a T<TE sferoidite Diffusione di atomi guidata da

Riduzione superficie di separazione tra le fasi

Non cambia composizione leghe, né la frazione

SOTTORAFFREDDAMENTO RAPIDO A T RT (TEMPRA)

austenite martensite

Cambio di struttura cristallina da fcc a tbc

Senza diffusione di atomi di C

Rapido passaggio a temperature basse bassa velocità di diffusione

Atomi di C :impurezze interstiziali soluzione solida sovrassaturasi trasforma in altre strutture al riscaldamento aT<TE

(ferrite+piccolissime particelle di cementite)

TRASFORMAZIONE MARTENSITICA SENZA DIFFUSIONETIPICA

ANCHE DI ALTRI SISTEMI (ACCIAI A BASE DI NI O TI, NON FRAGILE)

Avviene a velocità prossime a quella del suono

trasformazione martensitica è indipendente dal tempo È solo funzione dellaT (a data % in peso di C)

TRASFORMAZIONE ATERMICA

La presenza di Cr, Ni, Mo o W sostanziali modifiche1) Spostamenti a tempi più lunghi dei nasi (da austenite a

perlite, e se esiste da austenite a ferrite proeutettoide)2) Formazione di un naso separato di bainite

SOTTORAFFREDDAMENTO RAPIDO A T RT (LIQUIDO SOLIDO)

Generazione di un amorfo impossibilità di cominciare la cristallizzazione

AT<T’ la fase liquida solidifica senzacristallizzare, no diffusione atomica

VETRIFICAZIONE

In linea di principio tutti i materiali sonovetrificabili, dipende dalla velocità diraffreddamento rispetto alla velocità di cristallizzazione

metodi di raffreddamento ultra-veloci (hyper-quenching) anche certe leghemetalliche amorfe

Tuttavia ci sono certi polimeri strutturalmente incapaci di cristallizzare

Diagrammi di trasformazione in raffreddamento continuoRaffreddamento continuo

Modifica dei diagrammi di trasformazione isoterma

I tempi per iniziare e terminare una trasformazione si allungano

Il sistema sta meno tempo reale allaT in cui comincia la trasformazione

Diagrammi ottenutisperimentalmente

Velocità di raffreddamento si può riportare sul diagramma di trasformazione in

raffreddamento continuo

Per un acciaio che si raffredda in modocontinuo non c’è formazione di bainite

Tutta l’austenite si trasforma in perlite prima di raggiungere le temperature a cuiavviene la trasformazione bainitica

Raffreddamento continuo fino a RT

VELOCITÀ DI

TEMPRA

CRITICA

Leghe a memoria di formaNi-Ti (Nitinol) leghe a base di Cu (Cu-Zn-Al e Cu-Al-Ni)

Forma originariaimpressa aT> Af e mantenuta aT per un tempo sufficientemente lungo

Zone in cuigeminazione aumenta, altre in cuidiminuisce

Deformazione termoelasticané plastica né elastica

Max capacità di recupero 8%

Leghe a memoria di forma