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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%