Comprensione dei Diagrammi di Fase

Buongiorno, nella lezione di oggi cerchiamo di capire come si costruisce un diagramma di fase, a cosa serve un diagramma di fase e praticamente come poter utilizzare al meglio in ambito metallurgico. I diagrammi di fase sono delle... dei diagrammi che ci permettono di descrivere le trasformazioni allotropiche dei nostri materiali, delle nostre lecche al variare di alcuni parametri fisici vi ricordo, queste luci le abbiamo già viste alcune definizioni vi ricordo perché sono importanti per il resto della lezione di oggi, forse della prossima volta. Cos'è una fase? Una fase è una regione omogenea di un sistema caratterizzata dalle medesime variabili intensive, per esempio cristallino, composizione chimica, densità, eccetera. Se abbiamo un sistema costituito dalla nostra fase, in definizione, è un sistema detto omogeneo. Per fase intendiamo una regione del nostro sistema caratterizzata dalle medesime variabili intensive. intensive, siano esse appunto ridicole di saldino, densità, composizione chimica. Per sistema omogeneo intendiamo un sistema costituito da una sola fase. Per sistema eterogeneo invece intendiamo un sistema costituito da due o più fasi. Queste due o più fasi sono morfologicamente dislocate nei modi più vari e l'attraversamento delle superfici che separano le fasi comporterà una variazione di almeno una variabile intensiva. concentrazione eccetera. L'esempio che abbiamo portato la volta scorsa era il miscuglio acqua e olio. Il miscuglio acqua e olio sono due liquidi tra loro immiscibili e quindi sostanzialmente possiamo distinguere la fase acqua e la fase olio, sia che morfologicamente siano mescolate tra loro, magari mettete un frullino interno e quindi generate gocce d'acqua e gocce d'olio una all'interno dell'altra, è il caso che abbiamo per esempio qui, oppure che morfologicamente siano distinte perché avete lasciato un po'di tempo a separare le due cose. fasi e avete appunto il galleggiamento dell'olio sull'acqua. L'aspetto morfologico chiaramente ha un'importanza fondamentale, un esempio sciocco potrebbe essere in questo caso, se provate a bere questo miscuglio d'acqua e olio è abbastanza disgustoso, se provate a bere invece solo l'acqua che sta sotto l'olio riuscite a farlo perché in effetti sono separate fisicamente. Questo vi permette di introdurre il concetto di costituente strutturale e cioè se la fase è quella legge... leggiamo il genere del sistema caratterizzato dalle medesime variabili intensive, cos'è un costitutente strutturale? Un costitutente strutturale è quella fase o quell'insieme di fasi per cui caratteristiche morfologiche mi determinano il comportamento macroscopico del mio sistema. Lo ripeto, il costitutente strutturale è quella fase o quell'insieme di fasi. le cui caratteristiche morfologiche determinano il comportamento del mio sistema. Ad esempio, qui vediamo sempre acqua e olio fra loro nelle stesse quantità, ma una gocciolina d'olio all'interno dell'acqua, nell'altro separate fra loro. Le quantità sono le stesse, ma il comportamento è completamente differente. Quindi, in effetti... posso avere anche come fase come costante strutturale una singola fase per cui l'olio separato da una bottiglia a parte è una fase ma è anche costante strutturale perché ha determinate caratteristiche morfologiche e quindi determinato comportamento nel caso della metallurgia non ci basterà dire quanto sono mescolate fra loro ma ci servono anche un'altra serie di indicazioni abbastanza imporcianti vi ricordo un altro slide... che abbiamo già visto ma che voglio ripetere perché ci è utile nel caso della discussione di teoremi di fase, cos'è il teorema che ci permette di definire la cosiddetta varianza di un sistema eterogeneo, cioè la quantità di parametri che io posso modificare senza che nel mio sistema si modifichino il numero di fasi presenti eccetera. Bene, per determinare la varianza di un mio sistema esiste questa regola delle fasi o teorema di Gibbs che mi dà appunto... la varianza che è data dalla sommatoria dei componenti indipendenti più il numero di fattori fisici meno il numero di fasi presenti come vi ho detto la volta scorsa non vi faccio la procedura come ci siamo arrivati perché è abbastanza semplice ma vi racconto semplicemente che il numero di parametri fisici presenti nel caso di sistemi condensati è sostanzialmente 1 perché sostanzialmente nella stragrande maggioranza dei casi... per noi sarà importante solo la temperatura, come vi ho già detto però anche in metallurgia qualche volta la pressione potrebbe svolgere un ruolo, nel caso ad esempio delle leghe a migliori di forma il numero di componenti indipendenti e il numero di elementi chimici presenti nel caso appunto di una lega B in aria 2 per esempio questo numero, e poi il numero dei fasi presenti vedremo volta per volta quanti fasi abbiamo, voi conoscete la fase liquida, la fase gassosa, ma in realtà scopriremo che a livello di fasi solide possiamo avere più modalità con le quali queste fasi solide possono essere solide, per esempio con diversi tipi di cristallini, con diverse concentrazioni di diametti chimici, ecc. Tutto chiaro fin qui? Quindi in realtà noi la varianza del nostro sistema eterogeneo la possiamo calcolare abbastanza facilmente. Vi ripeto, il numero di fattori fisici è tipicamente 1 e il numero di componenti indipendenti sostanzialmente lo sappiamo sappiamo quanti elementi chimici andiamo ad aggiungere al nostro sistema e quello che sarà da determinare nel nostro diagramma di fase saranno appunto le fasi presenti tutto questo ci permetterà di dire se ci troviamo in condizioni 0 varianti, 1 variante, 2 varianti a seconda che il numero di parametri che possiamo cambiare nel nostro sistema senza che venca nulla di macroscopico sia 0 variante, 0, 1 variante, 1 parametro, 2 varianti, 2 varianti Il diagramma di Fasi in realtà è un diagramma sostanzialmente termodinamico, nel senso che è un diagramma che ha una sua validità solo se ottenuto attraverso una serie di stati di equilibrio, il che vuol dire raffreddamenti o riscaldamenti. molto molto molto lenti. Durante questi riscaldamenti e raffreddamenti noi andremo a verificare tutte le variazioni di fase che possono verificarsi appunto a seguito del cambiamento di temperatura. Lo osserveremo osservando che cosa? osservando durante il processo di trasformazione allotropica la variazione dei parametri fisici che possono essere influenzati dal nostro sistema. Per esempio un modo è quello relativo, lo vediamo qua in questo video, quello che va a misurare l'andamento della temperatura a seguito dell'asportazione di calore con una determinata velocità. Quindi noi, per poter misurare... dove cambia la fase del nostro sistema, ad esempio in un metallo puro, come in questo caso che qui viene descritto, andremo a raffreddare molto molto lentamente il nostro metallo puro dalla temperatura più alta di quella di fusione e raffredderemo lento lento lento lento lento. Per esempio vediamo qua l'arresto termico. L'arresto termico è dovuta al fatto che durante la solidificazione i miei atomi da molto mobili, qual è la situazione caratteristica del liquido, che se lo ricordate, le volte fa al chimico, al fisico, trattasi di ordine a corto raggio, diventano molto meno mobili, si passa da un ordine a corto raggio a un ordine a lungo raggio, in questo passaggio c'è una diminuzione di agitazione termica negli atomi, quindi cessione di calore latente verso l'esterno. Questo nel metallo. puro coincide con un arresto termico ben preciso che termina al momento della solidificazione. Dopodiché, dopo la solidificazione, abbiamo la nostra temperatura che diminuisce di nuovo secondo l'andamento che è tracciato qui. Se prendiamo leghe di composizione chimica diversa, osserviamo qualcosa di diverso, ovvero l'arresto termico. non si verifica più, ma osserveremo l'inizio e la fine della trasformazione in corrispondenza dei cambi di pendenza che possiamo osservare presente in questo caso qui. Per ognuno dei cambi di pendenza andiamo a tracciare il corrispondente punto nel diagramma temperatura-concentrazione e osserveremo una serie di punti che sono determinati appunto da questi cambi di pendenza. Interpolando questi diversi punti possiamo determinare in un diagramma temperatura-concentrazione concentrazione di elementi chimici, quello che a tutti gli effetti è di rama di fase, in questo caso di una lega molto semplice, perché è una lega AB, ovvero binaria, caratterizzata dalla perfetta miscibiltà di A in B e di B in A allo stato liquido e allo stato solido, e caratterizzata semplicemente dalla compresenza di liquido e solido all'interno delle due curve rosse che vedete, quella superiore curva di liquidus, quella inferiore curva di solido. Quindi, dando un po'qualche punto fondamentale, li vediamo riassunti qui sulla destra, sulla sinistra. Le diverse fasi di un sistema possono essere rappresentate mediante dei cambi di fase. Questo l'abbiamo appena visto, cioè un diagramma... all'interno del quale sono riportati alle ordinate la temperatura, potremmo avere anche diagrammi con più assi in cui ci sia anche l'importanza della pressione ma non è il nostro caso, e alla scissa la composizione chimica. Qui nel caso di leghe pinare tutto può essere... semplice perché sono due elementi, uno è complementare al centro dell'altro, quindi in realtà basta che io so quanto c'è di A e B, di conseguenza è 100 meno B. Ancora, nel caso dei legami di fase, abbiamo che le temperature per i metalli puri e gli intervalli di temperatura per le leghe ci indicano il momento della trasformazione allotropica. Quindi, per esempio, nel caso di questo elemento qui, A puro, abbiamo che a questa temperatura vai in alto a sinistra. c'è la fusione che avviene con il resto termico, per l'elemento B puro qui in basso a destra abbiamo la temperatura costante di solidificazione di B puro, per qualunque altra lega A e B avremo degli intervalli chiusi appunto fra la curva di libitus, quella più in alto, e la curva di solidus, quella più in basso. Una cosa abbastanza importante, per commentare un diagramma di fase, sostanzialmente noi agiremo sempre nota la composizione chimica a cui mi trovo, per esempio questo è il 40% di B e il 60% di A, parto lungo una verticale e se sto riscaldando vado verso l'altra, se sto raffreddando verso il basso e descrivo andando verso l'alto riscaldando, andando verso il basso raffreddando gli eventi che avranno luogo durante il processo di riscaldamento o raffreddamento. Altro dettaglio abbastanza banale, qualunque zona che veda una sola fase presente, questa qui sotto dove c'è tutto solido, qui sopra dove c'è tutto quanto liquido e caratterizzata una perfetta miscibilità. di un elemento nell'altro, sono zone nelle quali io posso spostarmi un po'a sinistro a destra o un po'in alto in basso e non ho alcuna trasformazione. Quelle sono zone dette appunto di varianti. Io posso cambiare come voglio, come voglio, entro certi limiti, mentre se cambio da questa temperatura a quest'altra, ho parte di trasformazioni, ma ho quello che mi pare dal punto di vista della mobilità, se mi muovo in un intorno circoscritto, ad esempio per il 40% di P, all'intorno della temperatura di sotto del solidus. Qui vediamo un riassunto della trasformazione della nostra lega AB da liquido a solido, vediamo appunto i due casi che in qualche modo sono più importanti il caso del nostro metallo puro che vedrà appunto questo punto qui con la curva verde che viene tracciata e il caso di una generica lega che vedrà invece i corrispondenti punti L2 ed S2 con i punti di inizio e fine solidificazione durante il raffreddamento quindi praticamente a 50... per cento in questo caso è una lega in rame, altra lega caratterizzata da una perfetta miscettività allo stato solido dello stato liquido, io raffreddo, raffreddo, raffreddo dal liquido, a un certo punto in corrispondenza di L2 troverò l'intersezione con la curva di liquidus e comincerà la trasformazione del nostro liquido in solido per terminare in corrispondenza di S2. Accorgono? E rientrando dopo S2, sotto S2, a tempo di riferire ad S2 di nuovo in un campo monofasico. di variante all'interno delle curve fra liquidus e solidus ho una compresenza di due fasi liquido e solido se facciamo il calcolo della varianza scopriamo che sostanzialmente questo è pari a 1 cioè è il mono variante ciò che succede all'interno di questa lenticchia chiamiamola così la curva di solidus il che vuol dire che se io cambio un parametro per mantenere la stessa quantità quantità delle due fasi coinvolte, devo cambiare di conseguenza anche l'altro, altrimenti ho una variazione macroscopica del nostro sistema. Per quanto riguarda la lettura di un diagramma di fase, ci sono una serie di convenzioni che devono essere rispettate. Sempre considerando un diagramma semplice, quello appunto che abbiamo detto prima, un diagramma caratterizzato da due elementi, in cui c'è una perfetta misurabilità dei due elementi, sia lo stato liquido, qui sopra la... che ha lo stato solido qui sopra la curva di Sovitus, vediamo che praticamente la convenzione prevede per caratterizzare la posizione una determinata lega a una certa temperatura, la scrittura di un punto pieno, riempito, pieno, laddove la composizione chimica della mia lega macroscopica corrisponde alla composizione chimica locale istante per istante. invece con un cerchio vuoto per esempio questo cerchio vuoto compreso la temperatura T con 3 laddove abbiamo una situazione di compresenza di due fasi e quindi la composizione chimica globale cioè quella che io ho nel mio recipiente chiuso in nessun punto corrisponderà con la composizione chimica locale e questo lo capiamo meglio facendo un raffreddamento e descrivendo ciò che succede nella composizione chiusa raffreddando una lega lì di composizione x nominale, x9 indicata qui. Se io parto dalla temperatura T1 e raffreddo, finché non interseco la curva di liquidus in corrispondenza della temperatura T2, in realtà non succederà molto. La mia lega è liquida, raffreddo, raffreddo, sto in campo, me lo faccio, bivariante, e il mio sistema semplicemente si sta raffreddando con la pendenza che è pari alla pendenza che io sto imponendo. dall'esterno. In corrispondenza della temperatura T con 2 si ha l'intersezione della verticale che ci descrive il raffreddamento con la curva di Lidius. Comincia a separarsi il primo solido, i primi granelli di solido, di composizione X2A. Se raffreddo ulteriormente, ad esempio arrivo alla temperatura T3, io avrò che il cerchio vuoto che giace sulla verticale di raffreddamento ancora mi rappresenta l'intero mio sistema come composizione chimica globale, ma localmente in realtà avrò compresenza di liquido e di solido. Liquido che seguirà come composizione chimica la curva di Ligia liquidus e che quindi si troverà alla composizione X3B, solido, che seguirà la curva di solido e che alla temperatura T3 si troverà alla composizione chimica di X3A. Ora qui c'è un punto che vorrei stressare in maniera importante, cioè se il raffreddamento è eseguito secondo una serie infinita di stati di equilibrio, cioè molto molto lentamente, durante il raffreddamento da T2 a T3 e poi fino alla fine della solidificazione, il solido che si sta separando come composizione chimica viene descritto dalla curva di solidus questa curva sotto non solo per il solido che si separa in quell'istante ma tutto il solido già separato viene descritto per la nostra curva quindi in realtà se all'inizio il primo solido ha la composizione x2a raffreddando, raffreddando, raffreddando il solido seguirà questa curva e x2a 3A sarà tutto il solido già separato. Cosa sto dicendo? Sto dicendo una cosa abbastanza importante, cioè se la solidificazione avviene, vediamo, una serie infinite di stati di equilibrio, cioè molto molto lentamente, non solo ho un processo di deposito di atomi sul mio solido che si sta separando, ma ho anche, e a volte appunto lo svolgione è importantissimo, una diffusione allo stato solido di atomi che devono assicurare la perfetta, il perfetto perfetta adesione della nostra composizione chimica alla descrizione che abbiamo qui, cioè il mio solido istante per istante dovrà sempre avere la stessa composizione chimica anche del metallo che si sta solidificando in quel momento. Questo discorso è particolarmente importante per la parte di solidus, perché nel solido l'unico modo per omologizzare la composizione chimica nella mia parte solida è la diffusione in uno stato solido, che è un processo abbastanza lento. in alcuni metalli potrebbe essere lentissimo. Nel liquido invece, attenzione, la curva di liquidus anch'essa deve descrivere istante per istante non solo il liquido che è al ridosso del mio solido, ma deve descrivere l'intera massa del liquido. Ma nel liquido in realtà io ho meno problemi perché non solo ho la diffusione, ma ho anche il continuo mescolamento del liquido. Il liquido si muove e quindi in realtà la possibilità di descrivere contemporaneamente con il cerchio pieno che sta sulla via curva di liquidus, sia il liquido al ridosso del solido, sia tutto il solido, Diciamo che è molto buona, quindi in realtà problemi di disomogeneità della composizione chimica nel liquido non li avrò mai durante il processo di solidificazione. Problemi di disomogeneità chimica locale durante la solidificazione... li posso avere come? Perché io posso avere processi di diffusione allo stato solido talmente lenti da non poter assicurare una perfetta omogeneità della composizione chimica durante il processo di solidificazione. come abbiamo visto quando abbiamo fatto la solidificazione del lingotto ciò continua solo una sola cosa che cioè gli elementi alto fondenti tendono ad essere più presenti dove si solidifica per primo rispetto agli elementi basso fondenti che tendono ad essere più presenti dove si solidifica per ultimo se vi ricordate nel nostro lingotto che abbiamo visto la volta scorsa avevamo la pelle del lingotto che chiaramente il lingotto non solidifica mai secondo la serie di fidei di equilibrio che era più ricca di elementi alto fondenti rispetto al cuore del lingotto stesso grazie Nella zona dendritica abbiamo che i rami delle dendriti sono più ricchi nei elementi alto fondenti rispetto a uno spazio interdendritico che invece è più ricco nei elementi basso fondenti perché si olifica dopo. Quindi, in realtà, questo problema che vi ho appena accennato potrà essere causa di quella che si chiama macro segregazione, cioè appunto una disomogeneità chimica sulla scala del manufatto, potrebbe essere l'ingotto, potrebbe essere l'albero motore, a seconda che si ritratti appunto il lingotto. oppure potrebbe essere causa di disomogenea chimica addirittura a livello di grano cristallino in quel caso parleremo di microsegregazione o di liquazione tornando al nostro processo di solidificazione se continuiamo ad asportare calore, arriviamo ad abbassare ulteriormente la temperatura, che a un certo punto arriverà alla temperatura T4. Alla temperatura T4 la concentrazione di B in A o di A in B, comunque il punto distrittivo del nostro solido, è tornata a coincidere con la X nominale, cioè con la composizione iniziale della nostra lega, che sarà in equilibrio alla T4, con le ultime gocciole. di liquido che vanno solidificandosi che avrà una composizione chimica pari a x4b. Una volta terminata la solidificazione, la nostra lega, se si è solidificata secondo una serie infinite di stati di equilibrio, avrà di nuovo esattamente la stessa composizione chimica globale e locale che aveva in T1, cioè la x nominale. Siccome siamo in un diagramma che ha una perfetta miscibilità degli elementi chimici di A e B e di B in A. sia lo stato liquido che lo stato solido raffreddando ulteriormente dalla temperatura al di sotto della curva di solidus fino al tempo dell'ambiente praticamente non succederà più nulla e quindi il nostro sistema in realtà arriverà alla temperatura dell'ambiente che riconsiderà chi a 20 gradi arriverà per il primo punto alla vega con la composizione pari al punto luminare sempre, perché non ci si siano verificati problemi durante la selezione solidificazione per quanto riguarda la disomogeneità chimica locale o su scala proprio macro-scomica. D'accordo? Questo quadro ci rappresenta un po'alcuni punti importanti nella descrizione di un diagramma di fase, e cioè la presenza di domini monofatici, l'abbiamo visto un attimo fa, nel caso appunto della perfetta miscibilità di Bina. di A in B per quanto riguarda sia il libido che il solito e abbiamo che in questo caso la varianza è pari a 2 temperatura e concentrazione possono variare ovviamente in ambiti di intervalli abbastanza distretti posso cambiare la temperatura di 500 gradi e essere certo che non succede niente, può darsi che non succeda nulla, ma può darsi pure che qualcosa cambi senza mutare la natura della fase. Nei domini bifasici, che nel nostro caso era il dominio di compresenza liquido e solido, in caso di questo un attimo fa era la compresenza di un solido intervallo tra la curva di liquido più in alto e la curva di solido più in basso, vediamo che in realtà c'è appunto questa compresenza di due fasi. e la varianza è 1, perché appunto se cambio un elemento, un altro deve cambiare affinché non mutino le frazioni degli elementi presenti. Per una modalità con cui questi diagrammi di fase sono costruiti, in realtà il diagramma di fase non ci racconta solamente quanto ce n'è di un elemento in una fase durante una trasformazione allotropica, oppure a termine di questa trasformazione allotropica, ma ci racconta anche all'interno dei domini più fatti. i fasi, i monovarianti, le frazioni volumetriche degli elementi presenti. Vedremo che questa cosa è abbastanza importante perché nel caso di una solidificazione... come l'interamma semplice che abbiamo visto prima, di fondo a noi, se stiamo solidificando secondo una solidificazione lenta, a noi di fondo, sapere che in questo momento qua... c'è il 60% di uno e il 30% e il 40% dell'altro di fondo che ci impoggia 100% di libido qua ci avevamo 100% di solito qui ci avevamo non ci interessa moltissimo in realtà non è così perché in molti casi potremmo trovarci a temperare un ambiente con più fasi solide presente allo stesso tempo. E quindi sarà importante riuscire a caratterizzare quantitativamente quanto ce n'è dell'una e quanto ce n'è dell'altra. Anzi, scopriremo che non solo per noi sarà importante caratterizzare quantitativamente quanto ce n'è dell'una e quanto ce n'è dell'altra, ma molto spesso sarà importante anche caratterizzare morfologicamente come saranno distribuite queste fasi una rispetto all'altra. Quindi potremo avere una fase che fa la matrice e tal... particelle disperse, potremmo avere fasi lamellari, potremmo avere delle fasi che si distribuiscono a daghetti, ognuna di queste diverse modalità di distribuzione delle fasi, una rispetto all'altra, darà luogo a proprietà meccaniche differenti. Considerando questi taglieri di ingegneria dei meccanici, poi sarà questa la parte più che interessa, però se non sappiamo come ci arriviamo, quello facciamo a raccontarlo. Bene, arriviamo appunto per le modalità di costruzione di questi diagrammi di fase. in effetti possiamo caratterizzare per una determinata temperatura le frazioni volumetriche delle fasi presenti e vediamo appunto che se consideriamo in questo diagramma in basso questo intervallo generico di compresenza della fase F1 e F2 perché ho preso un diagramma generico F1 e F2? perché voglio sottolineare il fatto che non è che è valido solo quando abbiamo un liquido estonico questo diagramma questa regola della leva che chiamiamo appunto regola della leva metto il liquido estonico nella leva valido a prescindere che le fasi coibotti sono liquido o solido. Fi1 e Fi2 possono essere un liquido e un solido, un solido e un solido, attenzione, un liquido e un liquido, anche in metallurgia possiamo avere fra loro liquidi immiscibili, un po'come l'acqua e l'olio, d'accordo? Benissimo, andando a fare un minuto di proporzioni, la massa della nostra fase Fi1 sta alla massa complessiva come Pn sta su Pm. di conseguenza la massa della fase 2 fratto la massa complessiva del nostro materiale sta come Nm diviso Pm quindi in realtà io riesco a ad avere la frazione volumetrica, la frazione in peso, scusate, la frazione in peso delle fasi presenti, giocando con i segmenti. Questo è piuttosto utile, laddove abbiamo a che fare con qualcosa che sia stato ottenuto in maniera, come dire, reversibile, cioè molto molto lentamente. La regola della leva va associata alla regola dell'orizzontale e cioè per qualunque temperatura all'interno del nostro sistema bifasico monovariante le fasi presenti sono determinate dall'intersezione fra l'orizzontale a quella temperatura e le curve di limite di solubilità, con la composizione chimica, come abbiamo visto un attimo fa nella discussione precedente, che è data dal valore della concentrazione di elementi letto in corrispondenza. dell'intersezione. Regola di galera e regola dell'orizzontale ci permettono di discutere qualunque diagramma di fase ci si possa presentare, sia per un diagramma che coinvolge elementi, una fase liquida e una fase solida, oppure per diagrammi che coinvolgono solamente fasi solide. L'unica accortezza che dobbiamo osservare laddove nel nostro sistema che si sta trasformando sia coinvolta almeno una fase solida riguarda la diffusibilità degli elementi. E cioè, mentre quando ho coinvolto nella discussione una o tutte fasi liquide, di fondo la sicurezza che la coincidenza tra il nostro elemento teorico e gli eventi reali è abbastanza assicurata dal fatto che c'è questo continuo rinviscolamento di elementi alle interfacce, nel caso di trasformazione allo stato solido, in cui si è coinvolta almeno una fase solida, ma come vedremo fra poco potremo avere anche delle trasformazioni in cui si sono coinvolte tutte fasi solide, il problema della diffusività allo stato solido diventa un problema importantissimo che può giocare molto anche sulla cinetica del nostro processo perché ho detto questa parola cinetica? perché una cosa importante è questa il diagramma di fase è un diagramma demodinamico non mi dice Nulla sui tempi con cui il processo avviene. ho una trasformazione che avviene, ma in realtà io qui so che devo farla poi, fra l'altro, molto molto lentamente. Quando andiamo realmente a trasformare una lega reale, in realtà quella determinata precipitazione, quella determinata trasformazione, non so se viene nell'ambito di secondi, minuti, ore, anni, decenni addirittura, d'accordo? E quindi in realtà io, dal diagramma di fase, informazioni cinetiche sul processo... non ne ho mai e non le posso avere per un motivo molto semplice, il tempo non compare, non c'è il tempo qui sopra, quindi in realtà le informazioni qui dentro non sono messe. Vediamo quindi nel caso, o nel caso un po'più generico, considerando una lega binaria reale, per esempio appunto questa lega, se non ricordo male stagno, nickel, può essere? Sì, potrebbe. Rami nickel, scusate. che raffreddando, raffreddando, raffreddando dalla temperatura di fusione per questa riga al 35% di nickel, abbiamo che a un certo punto si avrà l'intersezione della curva rappresentativa di raffreddamento con la curva di liquidus, abbiamo che la percentuale del primo solido di raffreddamento di raffreddamento di nickel raffredda al 46%, raffreddo, il mio liquido sta al 32%, il mio solido scende al 43%, raffreddo, raffreddo, raffreddo, raffreddo, le ultime gocce che si vengono a solidificare avranno il 24% di nickel con il mio solido che viene a formarsi che avrà la concentrazione pari al 36%, scendendo ancora al di sotto avrò tutto quanto solido, di nuovo la stessa concentrazione del mio liquido di partenza, sempre che non ci siano stati problemi relativi all'infusibilità allo stato solido. per cui questa curva la curva di solidus non possa più riuscire a descrivere non solo ciò che succede nello strato che si sta solidificando in quell'istante ma l'intera massa già separatasi qui ci sta l'alzione che ci racconta quello che succede. E'chiaro anche qui, come vedete, si tratta di una solidificazione, è un processo che avviene per l'utilizzazione di crescita, la volta scorsa abbiamo visto una nutrizione importante, posso giocare sulla grana... di stallina ottenuta al termine della solidificazione giocando sul numero di nuclei, più nuclei ciò più la grana alla fine della solidificazione sarà piccola, è importante questo sia abbastanza anche se poi scopriremo che durante l'elaborazione dei nostri trattamenti termici il nostro pezzo avrà una storia piuttosto complessa quindi in realtà è bene partire da una grana abbastanza fine già a fine solidificazione ma in realtà poi sulla grana cristallina ci lavoriamo tantissimo per ottenere poi le condizioni di utilizzo reale del nostro pezzo non dimenticando che in realtà non è che vogliamo sempre una fine subito perché noi dopo che abbiamo fatto la colata potremmo magari lavorare e se abbiamo una grana già troppo fine, magari il pezzo è troppo duro, troppo resistente, noi vogliamo che per la lavorazione il nostro manufatto, il nostro materiale, il nostro semi lavorato abbia una durezza abbastanza bassa e sia ben lavorabile e che raggiunga le proprietà meccaniche finali solo appunto in prossimità dell'utilizzo reale del pezzo stesso. Quindi in realtà noi tutta questa voglia di avere una grana fine a fine solidificazione non ce l'abbiamo. Allora in realtà le cose sono così. sono un po'più complicate, come abbiamo raccontato, in realtà vedremo che i diagrammi di fase non sono mai così semplici, qualche volta lo sono anche in qualche linea reale, ma in realtà nella maggior parte dei casi non sono così semplici come abbiamo raccontato, cioè rarissimamente abbiamo a che fare con una perfetta miscibilità allo stato liquido e una perfetta miscibilità allo stato solido. Diciamo che nella maggior parte dei nostri casi di interesse, perlomeno, rarissimamente vedremo un problema di immiscibilità allo stato. Nel caso dello stato solido invece questo potrebbe avvenire piuttosto spesso. Quindi in realtà un caso che potrebbe capitarci abbastanza frequentemente è quello che vedete in questa figura, ovvero di una perfetta viscibilità di B in A e di A in B dentro la fase liquida, ma la presenza di una fasi, di una lacuna di viscibilità allo stato solido che vediamo qua, rappresentata da questa zona centrale dove c'è indicato α più β. Allora in questo caso cosa sta succedendo? praticamente abbiamo due zone differenti liquidus più solidus quella a sinistra e questa a destra abbiamo due fasi differenti alfa e beta differenti perché? ma perché saranno caratterizzate ad esempio con un differente reticolo cristallino uno magari sarà pubblica percentata l'altro se è diagonale di un orto centrale, d'accordo? E questa zona centrale, alfa più beta, le cui regole di lettura sono identiche a quelle che abbiamo già visto per l'intervallo fra liquido e solido, liquido e solido. L'unico vero problema nella lettura del diagramma appare laddove c'è questa orizzontale. Questa qui. Questa orizzontale, che fa riferimento all'orizzontale eutettica, è chiamata così per la presenza di quello che è chiamato appunto eutettico, ovvero questo valore della concentrazione x con e, che ha un comportamento dal punto di vista termico identico a quello di un metallo puro. ovvero se io solidifico una lega che ha esattamente la composizione chimica pari a x con e in corrispondenza della t con e ottengo un arresto tettico finché tutto il liquido non viene consumato a parte questo dettaglio il resto della nostra solidificazione è abbastanza simile e praticamente ne possiamo vedere già qui qualche esempio prendiamo ad esempio una lega che abbia una concentrazione x nominale pari a questa linea verde qui quindi una lega che si ritrova come composizione chimica a sinistra sia della massima solubilità di B in A alla concentrazione massima quindi qua a sinistra sia, attenzione quello che è indicato col punto 1 sia, attenzione con una solubilità di B in A che si ritrova sia, lì in alfa scusatemi, che sia tale da non intersegare nemmeno il valore a temperatura ambiente, il punto 2, cioè siamo a sinistra completamente della curva 1-2 che è il limite che ci descrive la zona di esistenza di questa lacuna di viscibità alfa-beta. Bene, la discussione di questa solidificazione e poi lo successivo all'affreddamento, perché non ci scordiamo che noi sì è importante la solidificazione ma poi dobbiamo separare a tempo l'ambiente, noi i pezzi li vogliamo prendere tra le mani. è molto semplice parto da T1 stiamo discutendo le curve verdi parto da T1 raffreddo, raffreddo, raffreddo finché non arrivo alla temperatura T2 in cui la verticale che mi descrive il processo di raffreddamento interseca la curva di liquidus a quel punto comincio a separarsi i primi grani di fase alfa primi grani di fase alfa nel quale cominciano abbiamo una composizione pari a x con 2 raffreddo, raffreddo, raffreddo, raffreddo la mia verticale seguirà appunto quella compresa tra le temperature t con 2 e t con 3 ma la concentrazione relativa al liquido che si sta solidificando seguirà l'andamento nella curva di liquidus la concentrazione del solido che si sta separando seguirà l'andamento della curva di solidus finché in corrispondenza della temperatura T con 3 le ultime gocce di liquido che avranno una concentrazione pari a X con 3, quello verde saranno in equilibrio con la massa del solido quasi completa che avrà praticamente la concentrazione X nominale sto sempre parlando della curva di raffreddamento verde a questo punto se raffreddo ulteriormente non succede più nulla perché entro nella rappresentazione presentazione nel campo monofasico bivariante, vedete un interseco più nulla, io qui posso volendo cambiare un po'di concentrazione, un po'di temperatura, sempre alfa sono, e quindi arriverò fino alla temperatura ambiente con alfa. se il processo è avvenuto senza nessun problema il mio alfa sarà tutto quanto caratterizzato dal suo reticolo Q più al proiettato, facile entrare a 0, non ha le proprie con la concentrazione iniziale X nominale se invece ci sono stati problemi di diffusività del stato solido in realtà io avrò che non c'è più un solido unico con la concentrazione X nominale ma avrò un intervallo abbastanza ampio con zone più ricche nell'elemento alto fondente a zone più ricche più povere in un elemento alto fondente. Questo tipo di raffreddamento, solidificazione di raffreddamento non è molto difforme dal caso in cui abbiamo una perfetta miscibial stato solido. che noi il fatto che non ci sia la perfetta miscibilità ma che ci sia questo orizzontale che abbiamo chiamato orizzontale eutettica, che ci sia questa lavora di miscibilità, non lo sappiamo, abbiamo solo intersecato solivius e solius e basta, quindi il commento è abbastanza semplice. Le cose vanno un po'più complicate per la presenza di questo eutettico, vediamo un po'. L'eutettico è una condizione molto particolare della nostra lega che viene rappresentata nel diagramma di fase da un punto ben preciso che è questo punto qui, caratterizzato la temperatura eutettica dalla concentrazione olettica. Come abbiamo detto questo punto ben preciso è caratterizzato da un andamento della temperatura durante la solidificazione che è identica a quella del metallo puro. Se vi mettete a fare il calcolo della varianza scoprirete che alla temperatura otettica e alla concentrazione otettica siamo zero varianti, esattamente come siamo zero varianti nel metallo puro A e nel metallo puro B, per questo c'è l'arresto otettico. Questo è solo un problema di rappresentazione, in realtà cosa sta succedendo quando io prendo una lega perfettamente otettica a una temperatura superiore a T con E? Raffreddo, e arrivo alla temperatura eutettica alla temperatura eutettica ci troviamo in condizioni zero varianti con un processo che è quello rappresentato da questa equazione cioè il liquido eutettico che se sto raffreddando la freccia è spostata verso destra chiaramente mi dà contemporaneamente una fase alfa di concentrazione 1 questa qui vediamo qua il limite di sottoposizione della fase alfa alla temperatura T con E e in equilibrio con una fase beta con concentrazioni pari a 3 che è la massima solubilità di beta alla temperatura eutettica quindi in pratica io solificando un liquido a concentrazione eutettica alla temperatura eutettica formo contemporaneamente due solidi che si separano contemporaneamente tutto questo finché tutto il liquido non viene a essere consumato e tutto questo avviene a temperatura costante. Completata la solidificazione a quel punto posso continuare a raffreddare asportando calore perché a quel punto non sono più zero variante perché sono a tutti gli effetti entrato nella lacuna di viscibilità dove le fasi da 3 che erano perché durante l'eutettico io ho contemporaneamente liquido solido alfa e solido beta al di sotto divengono divento bifasico, alfa più beta. Sopra sono monofasico, solo liquido, d'accordo? È il punto eutettico che è il problema, dove ho tre fasi contemporaneamente e dove quindi per descrivere il fenomeno mi serve il tempo, il tempo nel quale tutto il liquido, solidificando tutto il liquido eutettico, diventa alfa più beta. Al di sotto della temperatura eutettica ho questo alfa più beta. Che succede se il raffreddamento... ulteriormente qua mi devo ricordare semplicemente le regole dell'orizzontale la regola della leva la regola dell'orizzontale man mano che raffreddo per qualunque temperatura le concentrazioni di B in alfa e di A in beta le leggo sull'orizzontale. Quindi cosa leggerò? Su alfa una leggera diminuzione di B in alfa. In beta una fortissima diminuzione della solubilità di A in beta che addirittura a temperatura ambiente sarà nulla. D'accordo? applicando la regola della leva io vedrò facendo i rapporti quanto alpha che mi cambierà da questa frazione rispetto a tutto questo segmento fino a questa frazione rispetto all'interno segmento e quanto beta avrò per ogni temperatura. Quindi attenzione, allo stato solido avverranno una serie di fenomeni abbastanza importanti che invaliranno localmente la composizione chimica e le frazioni. volumetriche delle fasi presenti. Questo è importante perché vi può influenzare pesantemente il comportamento meccanico del vostro manufatto. Quindi non è semplicemente un zigogolo chimico-fisico tanto per pestare l'influenza dell'esame, ma in realtà può avere dei riflessi importanti sul comportamento della vostra lega. durante l'ortale esercizio quindi ripetendo sopra la tendenza avendo a che fare con una lega perfettamente otettica sopra lo tettico è tutto l'illo notate che lo tettico fonde più in basso dei due componenti questo è il motivo per cui spesso le leghe otettiche sono usate per fare i getti perché posso arrivare a ottenere più facilmente una lega colabile senza grandi difficoltà vedete, tra il tempo che funzionano gli A, sta la sua la temperatura di emissione di P sta qua sopra, l'eotettico sta qui sotto. Arrivati all'eotettico, mi trovo in posizioni zero varianti, ho contemporanea presenza di liquido a composizione eotettica. Di solito alfa ha la massima solvità che può avere alfa la temperatura eotettica e di solito beta ha la massima solvità che può avere A in beta. Tutto questo finché la reazione di formazione dell'antetico da liquido tetico ad alfa più beta non si completa. Appena è completata entro il campo alfa più beta e la discussione di alfa più beta può essere fatta seguendo semplicemente le due regole di orizzontale e la regola della leva. La regola dell'orizzontale per descrivere l'andamento delle composizioni chimiche di B in alfa e di A in beta, la regola della leva per descrivere se necessario le composizioni chimiche di B in alfa e di A in beta. l'evoluzione delle frazioni volumetriche attenzione a non fidarvi solo dei segmenti perché in realtà la frazione volumetrica è data dal rapporto fra il segmento relativo ad alfa in questo caso per esempio diviso l'intero segmento qui quindi in realtà va fatto il rapporto non ci si può fidare solo se qualcosa si diminuisce o diminuisce perché come vedete là per esempio io posso avere sia una leggera diminuzione insolubilità come nel caso di alfa nel caso di B in alfa oppure una fortissima diminuzione di A in beta è il caso per esempio di molte leghe a base alluminio che hanno questo andamento che all'eotettico scendono giù fino a valori estremamente bassi della solubilità degli elementi aggiunti dentro l'alluminio fino a che praticamente l'alluminio non ha che una solubilità estremamente bassa dell'elemento aggiunto all'interno questa animazione Cosa avete appena visto? Esattamente una cosa intermedia fra una lega caratterizzata da una solubilità inferiore rispetto alla massima solubilità in questo caso di B in alfa e una lega perfettamente otettica Rivediamolo Rivediamo bene è meglio cambia pendenza nella zona liquido più alfa, all'arresto tettico si ferma la temperatura cos'è successo? allora vediamolo insieme raffreddo raffreddo raffreddo raffreddo il liquido e quella che ho dettata dal processo di asportazione del calore. A questa temperatura inizia il cambio pendenza perché ho l'ingresso nella compresenza fra liquido e alfa, divento monofasico. cambio di dipendenza nel senso che c'è un po'di calore di solidificazione che viene ceduto dal nostro sistema all'esterno quindi la raffreddamento è stato un po'più lento comincia a formarsi i primi grani di che? di alfa cominciamo a battezzarli questi grani di alfa che si formano prima dell'eutettico si chiama alfa pro-eutettica, cioè prima dell'eutettico come sappiamo questo alfa arancione man mano che io sto solidificando si arricchisce in V, perché seguo, guardate me, non guardate il vostro depoterno, seguo questo avvitamento qua, il liquido che si sta solidificando, questo è un po'più scuro, seguirà invece questa nostra curva qui, un grado di sopra della temperatura di eutettico, noi avremo l'equilibrio fra La fase alfa arancione, che avrà la concentrazione praticamente pari alla massima solubilità di B in alfa, è un liquido che avrà praticamente la concentrazione otettica. Arrivati alla temperatura otettica, al solido preotettico che si è formato prima, quello arancione, non succede più niente. Il liquido... che è arrivato alla temperatura otettica e che ha una concentrazione otettica subisce la nostra solidificazione otettica formando contemporaneamente alfa con questa concentrazione di B, la massima che può avere la temperatura otettica e beta notate qua nel disegnino che si viene a formare abbiamo delle lamelle alternate ricordiamoci sempre quello che osserviamo sono metallografie chiaramente questo è un disegno di metallografie cioè sono sezioni, una lamella sezionata dentro una linea o poco più e questo processo avviene a temperatura costante ed evolve qui appena iniziato, qua praticamente è terminato. Dopodiché, quando il liquido di composizione otettica è completamente consumato, a formare quello che si chiama otettico, questo, questo è otettico, non è solo lamellare, ma come vi ho già detto possiamo averlo particellare, possiamo averlo in globulare, varie modalità con cui può formarsi. posso continuare raffreddando asportando calore a raffreddare sono in campo alfa, beta in realtà le uniche cose che sono succedute qua sotto scendendo sono un cambio delle frazioni volumetri perché devo applicare la regola della leva e leggendo sull'orizzontale temperatura per temperatura le composizioni di B in alfa e di alfa in beta vedo una diminuzione di B in alfa e una diminuzione di B in alfa e di alfa in beta d'accordo? questo processo aggiungiamo qualcosa in più questo processo di scambio di atomi fra alfa e beta in realtà avviene non solo fra le lamelle alfa e beta che si sono formate all'autettico ma attenzione coinvolgerebbe anche i grani grossolani di alfa primario o anche preautettico che si sono solidificati per primi ma e qui capite già questo grano ha una superficie di scambio molto piccola rispetto alla massa del grano coinvolta le lamelle invece interfacciate una sull'altra hanno una grande capacità di scambio chimico perché sono lamelle poco volume con tanta superficie quindi in realtà se dal punto di vista grafico questo processo di scambio di atom fra alfa e beta al di sotto della temperatura eutettica mi coinvolge tutto l'alfa presente tutto il beta presente ma in realtà in effetti sarà molto più efficace in corrispondenza dell'autentico, dove le superfici di scambio sono molto più importanti rispetto ai grani di alfa, proautettica o primaria, che si devono ottenere prima dell'autentico. Quello che abbiamo appena raccontato sicuramente ci descrive ciò che succede all'interno di un diagramma binario con la ruota di visibilità. Andiamo a vedere un po'più nel dettaglio cosa avviene per le varie differenti situazioni che si possono presentare. Il primo caso è quello più semplice. un caso nel quale nel nostro diagramma binario ci sia una diminuzione della solubilità dell'elemento stagno aggiunto alla nostra lega ma la lega considerata si trova ad avere una il valore tali-metale per cui la rappresentazione a sinistra della massima solubilità che abbiamo a temperatura ambiente cioè la curva di raffreddamento qui indicata con questo violetto raffreddando, dopo aver intersecato l'intervallo l'iridus più solido con la frittezza di capriolità che abbiamo già vista in questa sequenza noi abbiamo la formazione ad alta temperatura di fase alfa primaria man mano che io raffreddo avremo le variazioni di composizione chimica secondo il regolo orizzontale applicato in intervallo allo liquido e solido finché arrivati alla temperatura di intersezione fra la verticale rappresentativa della lega e la curva di solidus abbiamo tutta fase alfa. Raffreddando ulteriormente non avrò più nulla come vento. Questo è abbastanza semplice. Il risultato di una lega che ha una composizione chimica a sinistra della nostra massima solubilità degli elementi aggiunti rispetto alla lega coinvolta o comunque che venga rappresentabile da questa curva in violetto, la nostra fase sarà costituita solamente da alfa primaria e nulla al che. Situazione un po'diversa laddove abbiamo l'aggiunta di elementi chimici, tale per cui la curva rappresentativa abbia una concentrazione superiore alla massima solubilità dell'elemento aggiunto alla temperatura ambiente, ma inferiore alla massima solubilità dell'elemento aggiunto alla temperatura. protettica. Nel caso abbiamo qui Pio Letto. La prima fase, quindi, della solidificazione identica alla precedente, e cioè parto da un'altra fase, che è la fase di un'altra La temperatura al di sopra della tubula di liquidus, tutto liquido, raffreddo, raffreddo, raffreddo, raffreddo, cominciano a formarsi i primi grani solido, avranno chiaramente una concentrazione un po'più in base, eccetera, ma raffreddo, raffreddo, raffreddo, aumenterà la temperatura. frazione di solido diventerà la frazione di liquido, varieranno le composizioni chimiche secondo la regola dell'orizzontale, finché all'intersezione della curva di liquidus con la verticale, che caratteristica è la nostra legge, non avrò completato la mia solidificazione e otterrò tutti quanti grani di fase alfa primaria o preotetica o gordissima. Le cose cambiano leggermente se appunto ci troviamo in questa situazione compresa fra la massima solubilità alla temperatura otetica e la massima solubilità alla temperatura ambiente dove insomma incontriamo il limite di solubilità della nostra lacuna di miscibilità. Vediamo. che a questo punto cominceranno a precipitare i primi grani dell'altra fase che sta oltre, la fase beta. Dentro la nostra matrice di alfa primario inizieranno a precipitare grani di questa nuova fase beta dove precipiteranno, se vi dice bene, vi precipitano tutta la massa del grano, se vi dice male, vi precipitano a bordo grano. Questo dipenderà da fattori cinetici, dalla composizione chimica, da altri fattori che vedremo più avanti durante questo corso. fatto sta che abbassando la temperatura aumenterà la frazione volumetrica di beta vediamo questo segmento aumenta man mano crescendo diminuirà la frazione volumetrica di alfa ma cosa ancora più importante varieranno pesantemente le composizioni chimiche degli elementi chimici delle due fasi guardate qua alfa come diminuisce seguendo il limite di solubilità della nostra B e in questo caso del nostro sta la fase alfa, d'accordo? Ottenendo per cui alla fine della nostra solidificazione una matrice di grani alfa primari pieni di particelle di fase beta precipitate all'interno. Fase alfa che avrà questa composizione chimica qui, fase beta che sarà quella che c'è dall'altra parte. Per discutere la parte intermedia in realtà, guardiamo che succede in effetti se io vado a solidificare una lega perfettamente eutettica. Quello che abbiamo raccontato prima praticamente. tutto liquido, liquido, liquido, liquido, arrivata la temperatura otettica, formazione contemporanea di alfa e di beta dal nostro liquido, siamo zero varianti finché tutto il liquido otettico non si consuma, non si abbassa ancora la temperatura, dopodiché qui potremo vedere per esempio in questo caso l'esempio di questo arresto otettico vedete una forma abbastanza particolare nel caso di un sistema almeno siliceo al di sotto della temperatura tettica abbiamo che il raffreddamento ulteriore implicherà un meccanismo di scambio di armi allo stato sofferto di diffusione allo stato solido con variazione delle frazioni commedie di alfa e di beta e con variazione degli elementi chimici dentro alfa seguendo questa curva di limite di solubilità e dentro beta seguendo quest'altra curva di limite di solubilità a questo punto La fase intermedia, cioè il caso in cui abbiamo una composizione chimica intermedia fra la massima solubilità dell'elemento aggiunto in alfa e la concentrazione odettica, la discussione è abbastanza semplice. Raffreddo-raffreddo. raffreddo, raffreddo, raffreddo, ops, all'intersezione con il liquidus comincia a precipitare un po'di solido alfa primario, raffreddo, raffreddo, raffreddo, raffreddo, le frazioni ommetriche il liquido diminuisce, il solido alfa aumenta, la concentrazione degli elementi chimici dentro l'elemento chimico, in questo caso lo stagno in alfa aumenta secondo la curva di solidus la concentrazione di stagno nel liquido aumenta secondo la curva di liquidus come fanno ad aumentare entrate? l'equilibrio è dato dalle frazioni volumetriche cambiamo tutta la frazione volumetrica di liquido e di alfa finché un po'prima appena appena prima dell'eotettico c'è l'alfa primario o pre-eotettico immerso in liquido di concentrazione eotettica grazie Alla temperatura eutettica, all'alfa primaria non succede più niente, al liquido eutettico, alla formazione di eutettico, e io alla fine della trasformazione avrò grani di alfa primaria immersi in una matrice eutettica, in questo caso lamellare. Quello che vi ho appena raccontato, che abbiamo visto prima in questo video è il video che se ne è riuscito ovvero Abbiamo questo scambio di atomi preferenzialmente all'interno della matrice otecchia, ma in realtà a rigore anche con i grandi di alta primaria secondo gli andamenti delle curve che mi descrivono i bordi della raccura di viscibilità. quindi alfa seguirà questo andamento beta seguirà quest'altro andamento per quanto riguarda gli otetici possiamo avere di vari tipi attenzione in realtà ricordiamoci sempre che quando andiamo a tagliare a sezionare, potete fare osservazione al microscopio, effettivamente noi avremo poi una trasposizione bidimensionale di ciò che è tridimensionale, quindi in realtà la lettura metallografica può non essere così semplice. D'accordo? andando a guardare la nostra lega che abbiamo visto fino adesso chiaramente ciò che vi ho raccontato, attenzione, vale noi abbiamo visto perciò che succedeva a sinistra dell'otettico a destra dell'otettico è identica la situazione l'unica cosa che cambia, quale sarà? la fase primaria la fase primaria non sarà più alfa ma sarà beta e qui sotto infatti vediamo i tre casi reali di un autentico di una lega autentica il caso a sinistra di una lega autentica la lega detta ipo-eutettica, cioè con i terreni legamenti aggiunti inferiore autettico, il caso centrale di una lega autettica, il caso a destra di una lega iper-eutettica. Vedete i grani, nel caso ipo o iper, i grani fase primaria, grossi, in un caso fase alfa, in un altro caso fase beta, immersi tutti in una matrice, in questo caso lamellare, di alfa più beta. Questa è la situazione otettica dove abbiamo tutto alfa più beta e basta, perché chiaramente nell'otettico non c'è fase primaria, perché abbiamo tanto di retentra formazione dal libido di alfa più beta. Vediamo un po'una situazione un po'più sinottica di ciò che abbiamo appena raccontato, un nostro diagramma di fase con rispetto alla miscibità, lo stato solido e il miscibità parziale, lo stato solido. Ecco questa è la situazione. alla temperatura elevata tutto liquido questa è la situazione a una temperatura intermedia quindi vedete che al variare la composizione chimica mi cambia anche pesantemente la situazione complessiva della mia lega tutto quanto solito primario alfa con presenza di alfa e di liquido con presenza di alfa e di liquido ma con più liquido tutto liquido ancora in corrispondenza all'odettico beta più liquido beta più liquido con più beta solido nelle quale corrispondenze tutto beta e abbassando ulteriormente la temperatura osserviamo la differenza nelle microstrutture quindi quello che voglio stressarvi è che quando andiamo a cambiare la composizione chimica di una lega lega, non è semplicemente un giochino da alchimista in cui butto un po'di sale, un po'di pepe e ho fatto la patriciana in un altro modo, cambio proprio la microstruttura della mia lega e di conseguenza il comportamento meccanico macroscopico. Dire un C20, un acciaio al carbonio con lo 0,2% di carbonio o dire un C70, un acciaio al carbonio con lo 0,7% di carbonio, non cambia solo la quantità di carbonio presente, vi cambia ciò che avete tra le mani. ci aiuto sicuramente

Cos'è una fase? Una fase è una regione omogenea di un sistema caratterizzata dalle medesime variabili intensive, per esempio cristallino, composizione chimica, densità, eccetera. Se abbiamo un sistema costituito dalla nostra fase, in definizione, è un sistema detto omogeneo. Per fase intendiamo una regione del nostro sistema caratterizzata dalle medesime variabili intensive.

intensive, siano esse appunto ridicole di saldino, densità, composizione chimica. Per sistema omogeneo intendiamo un sistema costituito da una sola fase. Per sistema eterogeneo invece intendiamo un sistema costituito da due o più fasi. Queste due o più fasi sono morfologicamente dislocate nei modi più vari e l'attraversamento delle superfici che separano le fasi comporterà una variazione di almeno una variabile intensiva.

concentrazione eccetera. L'esempio che abbiamo portato la volta scorsa era il miscuglio acqua e olio. Il miscuglio acqua e olio sono due liquidi tra loro immiscibili e quindi sostanzialmente possiamo distinguere la fase acqua e la fase olio, sia che morfologicamente siano mescolate tra loro, magari mettete un frullino interno e quindi generate gocce d'acqua e gocce d'olio una all'interno dell'altra, è il caso che abbiamo per esempio qui, oppure che morfologicamente siano distinte perché avete lasciato un po'di tempo a separare le due cose. fasi e avete appunto il galleggiamento dell'olio sull'acqua. L'aspetto morfologico chiaramente ha un'importanza fondamentale, un esempio sciocco potrebbe essere in questo caso, se provate a bere questo miscuglio d'acqua e olio è abbastanza disgustoso, se provate a bere invece solo l'acqua che sta sotto l'olio riuscite a farlo perché in effetti sono separate fisicamente.

Questo vi permette di introdurre il concetto di costituente strutturale e cioè se la fase è quella legge... leggiamo il genere del sistema caratterizzato dalle medesime variabili intensive, cos'è un costitutente strutturale? Un costitutente strutturale è quella fase o quell'insieme di fasi per cui caratteristiche morfologiche mi determinano il comportamento macroscopico del mio sistema. Lo ripeto, il costitutente strutturale è quella fase o quell'insieme di fasi. le cui caratteristiche morfologiche determinano il comportamento del mio sistema.

Ad esempio, qui vediamo sempre acqua e olio fra loro nelle stesse quantità, ma una gocciolina d'olio all'interno dell'acqua, nell'altro separate fra loro. Le quantità sono le stesse, ma il comportamento è completamente differente. Quindi, in effetti...

posso avere anche come fase come costante strutturale una singola fase per cui l'olio separato da una bottiglia a parte è una fase ma è anche costante strutturale perché ha determinate caratteristiche morfologiche e quindi determinato comportamento nel caso della metallurgia non ci basterà dire quanto sono mescolate fra loro ma ci servono anche un'altra serie di indicazioni abbastanza imporcianti vi ricordo un altro slide... che abbiamo già visto ma che voglio ripetere perché ci è utile nel caso della discussione di teoremi di fase, cos'è il teorema che ci permette di definire la cosiddetta varianza di un sistema eterogeneo, cioè la quantità di parametri che io posso modificare senza che nel mio sistema si modifichino il numero di fasi presenti eccetera. Bene, per determinare la varianza di un mio sistema esiste questa regola delle fasi o teorema di Gibbs che mi dà appunto... la varianza che è data dalla sommatoria dei componenti indipendenti più il numero di fattori fisici meno il numero di fasi presenti come vi ho detto la volta scorsa non vi faccio la procedura come ci siamo arrivati perché è abbastanza semplice ma vi racconto semplicemente che il numero di parametri fisici presenti nel caso di sistemi condensati è sostanzialmente 1 perché sostanzialmente nella stragrande maggioranza dei casi...

per noi sarà importante solo la temperatura, come vi ho già detto però anche in metallurgia qualche volta la pressione potrebbe svolgere un ruolo, nel caso ad esempio delle leghe a migliori di forma il numero di componenti indipendenti e il numero di elementi chimici presenti nel caso appunto di una lega B in aria 2 per esempio questo numero, e poi il numero dei fasi presenti vedremo volta per volta quanti fasi abbiamo, voi conoscete la fase liquida, la fase gassosa, ma in realtà scopriremo che a livello di fasi solide possiamo avere più modalità con le quali queste fasi solide possono essere solide, per esempio con diversi tipi di cristallini, con diverse concentrazioni di diametti chimici, ecc. Tutto chiaro fin qui? Quindi in realtà noi la varianza del nostro sistema eterogeneo la possiamo calcolare abbastanza facilmente.

Vi ripeto, il numero di fattori fisici è tipicamente 1 e il numero di componenti indipendenti sostanzialmente lo sappiamo sappiamo quanti elementi chimici andiamo ad aggiungere al nostro sistema e quello che sarà da determinare nel nostro diagramma di fase saranno appunto le fasi presenti tutto questo ci permetterà di dire se ci troviamo in condizioni 0 varianti, 1 variante, 2 varianti a seconda che il numero di parametri che possiamo cambiare nel nostro sistema senza che venca nulla di macroscopico sia 0 variante, 0, 1 variante, 1 parametro, 2 varianti, 2 varianti Il diagramma di Fasi in realtà è un diagramma sostanzialmente termodinamico, nel senso che è un diagramma che ha una sua validità solo se ottenuto attraverso una serie di stati di equilibrio, il che vuol dire raffreddamenti o riscaldamenti. molto molto molto lenti. Durante questi riscaldamenti e raffreddamenti noi andremo a verificare tutte le variazioni di fase che possono verificarsi appunto a seguito del cambiamento di temperatura.

Lo osserveremo osservando che cosa? osservando durante il processo di trasformazione allotropica la variazione dei parametri fisici che possono essere influenzati dal nostro sistema. Per esempio un modo è quello relativo, lo vediamo qua in questo video, quello che va a misurare l'andamento della temperatura a seguito dell'asportazione di calore con una determinata velocità. Quindi noi, per poter misurare...

dove cambia la fase del nostro sistema, ad esempio in un metallo puro, come in questo caso che qui viene descritto, andremo a raffreddare molto molto lentamente il nostro metallo puro dalla temperatura più alta di quella di fusione e raffredderemo lento lento lento lento lento. Per esempio vediamo qua l'arresto termico. L'arresto termico è dovuta al fatto che durante la solidificazione i miei atomi da molto mobili, qual è la situazione caratteristica del liquido, che se lo ricordate, le volte fa al chimico, al fisico, trattasi di ordine a corto raggio, diventano molto meno mobili, si passa da un ordine a corto raggio a un ordine a lungo raggio, in questo passaggio c'è una diminuzione di agitazione termica negli atomi, quindi cessione di calore latente verso l'esterno.

Questo nel metallo. puro coincide con un arresto termico ben preciso che termina al momento della solidificazione. Dopodiché, dopo la solidificazione, abbiamo la nostra temperatura che diminuisce di nuovo secondo l'andamento che è tracciato qui. Se prendiamo leghe di composizione chimica diversa, osserviamo qualcosa di diverso, ovvero l'arresto termico.

non si verifica più, ma osserveremo l'inizio e la fine della trasformazione in corrispondenza dei cambi di pendenza che possiamo osservare presente in questo caso qui. Per ognuno dei cambi di pendenza andiamo a tracciare il corrispondente punto nel diagramma temperatura-concentrazione e osserveremo una serie di punti che sono determinati appunto da questi cambi di pendenza. Interpolando questi diversi punti possiamo determinare in un diagramma temperatura-concentrazione concentrazione di elementi chimici, quello che a tutti gli effetti è di rama di fase, in questo caso di una lega molto semplice, perché è una lega AB, ovvero binaria, caratterizzata dalla perfetta miscibiltà di A in B e di B in A allo stato liquido e allo stato solido, e caratterizzata semplicemente dalla compresenza di liquido e solido all'interno delle due curve rosse che vedete, quella superiore curva di liquidus, quella inferiore curva di solido.

Quindi, dando un po'qualche punto fondamentale, li vediamo riassunti qui sulla destra, sulla sinistra. Le diverse fasi di un sistema possono essere rappresentate mediante dei cambi di fase. Questo l'abbiamo appena visto, cioè un diagramma... all'interno del quale sono riportati alle ordinate la temperatura, potremmo avere anche diagrammi con più assi in cui ci sia anche l'importanza della pressione ma non è il nostro caso, e alla scissa la composizione chimica.

Qui nel caso di leghe pinare tutto può essere... semplice perché sono due elementi, uno è complementare al centro dell'altro, quindi in realtà basta che io so quanto c'è di A e B, di conseguenza è 100 meno B. Ancora, nel caso dei legami di fase, abbiamo che le temperature per i metalli puri e gli intervalli di temperatura per le leghe ci indicano il momento della trasformazione allotropica.

Quindi, per esempio, nel caso di questo elemento qui, A puro, abbiamo che a questa temperatura vai in alto a sinistra. c'è la fusione che avviene con il resto termico, per l'elemento B puro qui in basso a destra abbiamo la temperatura costante di solidificazione di B puro, per qualunque altra lega A e B avremo degli intervalli chiusi appunto fra la curva di libitus, quella più in alto, e la curva di solidus, quella più in basso. Una cosa abbastanza importante, per commentare un diagramma di fase, sostanzialmente noi agiremo sempre nota la composizione chimica a cui mi trovo, per esempio questo è il 40% di B e il 60% di A, parto lungo una verticale e se sto riscaldando vado verso l'altra, se sto raffreddando verso il basso e descrivo andando verso l'alto riscaldando, andando verso il basso raffreddando gli eventi che avranno luogo durante il processo di riscaldamento o raffreddamento. Altro dettaglio abbastanza banale, qualunque zona che veda una sola fase presente, questa qui sotto dove c'è tutto solido, qui sopra dove c'è tutto quanto liquido e caratterizzata una perfetta miscibilità.

di un elemento nell'altro, sono zone nelle quali io posso spostarmi un po'a sinistro a destra o un po'in alto in basso e non ho alcuna trasformazione. Quelle sono zone dette appunto di varianti. Io posso cambiare come voglio, come voglio, entro certi limiti, mentre se cambio da questa temperatura a quest'altra, ho parte di trasformazioni, ma ho quello che mi pare dal punto di vista della mobilità, se mi muovo in un intorno circoscritto, ad esempio per il 40% di P, all'intorno della temperatura di sotto del solidus.

Qui vediamo un riassunto della trasformazione della nostra lega AB da liquido a solido, vediamo appunto i due casi che in qualche modo sono più importanti il caso del nostro metallo puro che vedrà appunto questo punto qui con la curva verde che viene tracciata e il caso di una generica lega che vedrà invece i corrispondenti punti L2 ed S2 con i punti di inizio e fine solidificazione durante il raffreddamento quindi praticamente a 50... per cento in questo caso è una lega in rame, altra lega caratterizzata da una perfetta miscettività allo stato solido dello stato liquido, io raffreddo, raffreddo, raffreddo dal liquido, a un certo punto in corrispondenza di L2 troverò l'intersezione con la curva di liquidus e comincerà la trasformazione del nostro liquido in solido per terminare in corrispondenza di S2. Accorgono? E rientrando dopo S2, sotto S2, a tempo di riferire ad S2 di nuovo in un campo monofasico. di variante all'interno delle curve fra liquidus e solidus ho una compresenza di due fasi liquido e solido se facciamo il calcolo della varianza scopriamo che sostanzialmente questo è pari a 1 cioè è il mono variante ciò che succede all'interno di questa lenticchia chiamiamola così la curva di solidus il che vuol dire che se io cambio un parametro per mantenere la stessa quantità quantità delle due fasi coinvolte, devo cambiare di conseguenza anche l'altro, altrimenti ho una variazione macroscopica del nostro sistema.

Per quanto riguarda la lettura di un diagramma di fase, ci sono una serie di convenzioni che devono essere rispettate. Sempre considerando un diagramma semplice, quello appunto che abbiamo detto prima, un diagramma caratterizzato da due elementi, in cui c'è una perfetta misurabilità dei due elementi, sia lo stato liquido, qui sopra la... che ha lo stato solido qui sopra la curva di Sovitus, vediamo che praticamente la convenzione prevede per caratterizzare la posizione una determinata lega a una certa temperatura, la scrittura di un punto pieno, riempito, pieno, laddove la composizione chimica della mia lega macroscopica corrisponde alla composizione chimica locale istante per istante.

invece con un cerchio vuoto per esempio questo cerchio vuoto compreso la temperatura T con 3 laddove abbiamo una situazione di compresenza di due fasi e quindi la composizione chimica globale cioè quella che io ho nel mio recipiente chiuso in nessun punto corrisponderà con la composizione chimica locale e questo lo capiamo meglio facendo un raffreddamento e descrivendo ciò che succede nella composizione chiusa raffreddando una lega lì di composizione x nominale, x9 indicata qui. Se io parto dalla temperatura T1 e raffreddo, finché non interseco la curva di liquidus in corrispondenza della temperatura T2, in realtà non succederà molto. La mia lega è liquida, raffreddo, raffreddo, sto in campo, me lo faccio, bivariante, e il mio sistema semplicemente si sta raffreddando con la pendenza che è pari alla pendenza che io sto imponendo. dall'esterno.

In corrispondenza della temperatura T con 2 si ha l'intersezione della verticale che ci descrive il raffreddamento con la curva di Lidius. Comincia a separarsi il primo solido, i primi granelli di solido, di composizione X2A. Se raffreddo ulteriormente, ad esempio arrivo alla temperatura T3, io avrò che il cerchio vuoto che giace sulla verticale di raffreddamento ancora mi rappresenta l'intero mio sistema come composizione chimica globale, ma localmente in realtà avrò compresenza di liquido e di solido.

Liquido che seguirà come composizione chimica la curva di Ligia liquidus e che quindi si troverà alla composizione X3B, solido, che seguirà la curva di solido e che alla temperatura T3 si troverà alla composizione chimica di X3A. Ora qui c'è un punto che vorrei stressare in maniera importante, cioè se il raffreddamento è eseguito secondo una serie infinita di stati di equilibrio, cioè molto molto lentamente, durante il raffreddamento da T2 a T3 e poi fino alla fine della solidificazione, il solido che si sta separando come composizione chimica viene descritto dalla curva di solidus questa curva sotto non solo per il solido che si separa in quell'istante ma tutto il solido già separato viene descritto per la nostra curva quindi in realtà se all'inizio il primo solido ha la composizione x2a raffreddando, raffreddando, raffreddando il solido seguirà questa curva e x2a 3A sarà tutto il solido già separato. Cosa sto dicendo?

Sto dicendo una cosa abbastanza importante, cioè se la solidificazione avviene, vediamo, una serie infinite di stati di equilibrio, cioè molto molto lentamente, non solo ho un processo di deposito di atomi sul mio solido che si sta separando, ma ho anche, e a volte appunto lo svolgione è importantissimo, una diffusione allo stato solido di atomi che devono assicurare la perfetta, il perfetto perfetta adesione della nostra composizione chimica alla descrizione che abbiamo qui, cioè il mio solido istante per istante dovrà sempre avere la stessa composizione chimica anche del metallo che si sta solidificando in quel momento. Questo discorso è particolarmente importante per la parte di solidus, perché nel solido l'unico modo per omologizzare la composizione chimica nella mia parte solida è la diffusione in uno stato solido, che è un processo abbastanza lento. in alcuni metalli potrebbe essere lentissimo. Nel liquido invece, attenzione, la curva di liquidus anch'essa deve descrivere istante per istante non solo il liquido che è al ridosso del mio solido, ma deve descrivere l'intera massa del liquido.

Ma nel liquido in realtà io ho meno problemi perché non solo ho la diffusione, ma ho anche il continuo mescolamento del liquido. Il liquido si muove e quindi in realtà la possibilità di descrivere contemporaneamente con il cerchio pieno che sta sulla via curva di liquidus, sia il liquido al ridosso del solido, sia tutto il solido, Diciamo che è molto buona, quindi in realtà problemi di disomogeneità della composizione chimica nel liquido non li avrò mai durante il processo di solidificazione. Problemi di disomogeneità chimica locale durante la solidificazione...

li posso avere come? Perché io posso avere processi di diffusione allo stato solido talmente lenti da non poter assicurare una perfetta omogeneità della composizione chimica durante il processo di solidificazione. come abbiamo visto quando abbiamo fatto la solidificazione del lingotto ciò continua solo una sola cosa che cioè gli elementi alto fondenti tendono ad essere più presenti dove si solidifica per primo rispetto agli elementi basso fondenti che tendono ad essere più presenti dove si solidifica per ultimo se vi ricordate nel nostro lingotto che abbiamo visto la volta scorsa avevamo la pelle del lingotto che chiaramente il lingotto non solidifica mai secondo la serie di fidei di equilibrio che era più ricca di elementi alto fondenti rispetto al cuore del lingotto stesso grazie Nella zona dendritica abbiamo che i rami delle dendriti sono più ricchi nei elementi alto fondenti rispetto a uno spazio interdendritico che invece è più ricco nei elementi basso fondenti perché si olifica dopo. Quindi, in realtà, questo problema che vi ho appena accennato potrà essere causa di quella che si chiama macro segregazione, cioè appunto una disomogeneità chimica sulla scala del manufatto, potrebbe essere l'ingotto, potrebbe essere l'albero motore, a seconda che si ritratti appunto il lingotto.

oppure potrebbe essere causa di disomogenea chimica addirittura a livello di grano cristallino in quel caso parleremo di microsegregazione o di liquazione tornando al nostro processo di solidificazione se continuiamo ad asportare calore, arriviamo ad abbassare ulteriormente la temperatura, che a un certo punto arriverà alla temperatura T4. Alla temperatura T4 la concentrazione di B in A o di A in B, comunque il punto distrittivo del nostro solido, è tornata a coincidere con la X nominale, cioè con la composizione iniziale della nostra lega, che sarà in equilibrio alla T4, con le ultime gocciole. di liquido che vanno solidificandosi che avrà una composizione chimica pari a x4b.

Una volta terminata la solidificazione, la nostra lega, se si è solidificata secondo una serie infinite di stati di equilibrio, avrà di nuovo esattamente la stessa composizione chimica globale e locale che aveva in T1, cioè la x nominale. Siccome siamo in un diagramma che ha una perfetta miscibilità degli elementi chimici di A e B e di B in A. sia lo stato liquido che lo stato solido raffreddando ulteriormente dalla temperatura al di sotto della curva di solidus fino al tempo dell'ambiente praticamente non succederà più nulla e quindi il nostro sistema in realtà arriverà alla temperatura dell'ambiente che riconsiderà chi a 20 gradi arriverà per il primo punto alla vega con la composizione pari al punto luminare sempre, perché non ci si siano verificati problemi durante la selezione solidificazione per quanto riguarda la disomogeneità chimica locale o su scala proprio macro-scomica.

D'accordo? Questo quadro ci rappresenta un po'alcuni punti importanti nella descrizione di un diagramma di fase, e cioè la presenza di domini monofatici, l'abbiamo visto un attimo fa, nel caso appunto della perfetta miscibilità di Bina. di A in B per quanto riguarda sia il libido che il solito e abbiamo che in questo caso la varianza è pari a 2 temperatura e concentrazione possono variare ovviamente in ambiti di intervalli abbastanza distretti posso cambiare la temperatura di 500 gradi e essere certo che non succede niente, può darsi che non succeda nulla, ma può darsi pure che qualcosa cambi senza mutare la natura della fase. Nei domini bifasici, che nel nostro caso era il dominio di compresenza liquido e solido, in caso di questo un attimo fa era la compresenza di un solido intervallo tra la curva di liquido più in alto e la curva di solido più in basso, vediamo che in realtà c'è appunto questa compresenza di due fasi.

e la varianza è 1, perché appunto se cambio un elemento, un altro deve cambiare affinché non mutino le frazioni degli elementi presenti. Per una modalità con cui questi diagrammi di fase sono costruiti, in realtà il diagramma di fase non ci racconta solamente quanto ce n'è di un elemento in una fase durante una trasformazione allotropica, oppure a termine di questa trasformazione allotropica, ma ci racconta anche all'interno dei domini più fatti. i fasi, i monovarianti, le frazioni volumetriche degli elementi presenti. Vedremo che questa cosa è abbastanza importante perché nel caso di una solidificazione...

come l'interamma semplice che abbiamo visto prima, di fondo a noi, se stiamo solidificando secondo una solidificazione lenta, a noi di fondo, sapere che in questo momento qua... c'è il 60% di uno e il 30% e il 40% dell'altro di fondo che ci impoggia 100% di libido qua ci avevamo 100% di solito qui ci avevamo non ci interessa moltissimo in realtà non è così perché in molti casi potremmo trovarci a temperare un ambiente con più fasi solide presente allo stesso tempo. E quindi sarà importante riuscire a caratterizzare quantitativamente quanto ce n'è dell'una e quanto ce n'è dell'altra. Anzi, scopriremo che non solo per noi sarà importante caratterizzare quantitativamente quanto ce n'è dell'una e quanto ce n'è dell'altra, ma molto spesso sarà importante anche caratterizzare morfologicamente come saranno distribuite queste fasi una rispetto all'altra. Quindi potremo avere una fase che fa la matrice e tal...

particelle disperse, potremmo avere fasi lamellari, potremmo avere delle fasi che si distribuiscono a daghetti, ognuna di queste diverse modalità di distribuzione delle fasi, una rispetto all'altra, darà luogo a proprietà meccaniche differenti. Considerando questi taglieri di ingegneria dei meccanici, poi sarà questa la parte più che interessa, però se non sappiamo come ci arriviamo, quello facciamo a raccontarlo. Bene, arriviamo appunto per le modalità di costruzione di questi diagrammi di fase.

in effetti possiamo caratterizzare per una determinata temperatura le frazioni volumetriche delle fasi presenti e vediamo appunto che se consideriamo in questo diagramma in basso questo intervallo generico di compresenza della fase F1 e F2 perché ho preso un diagramma generico F1 e F2? perché voglio sottolineare il fatto che non è che è valido solo quando abbiamo un liquido estonico questo diagramma questa regola della leva che chiamiamo appunto regola della leva metto il liquido estonico nella leva valido a prescindere che le fasi coibotti sono liquido o solido. Fi1 e Fi2 possono essere un liquido e un solido, un solido e un solido, attenzione, un liquido e un liquido, anche in metallurgia possiamo avere fra loro liquidi immiscibili, un po'come l'acqua e l'olio, d'accordo?

Benissimo, andando a fare un minuto di proporzioni, la massa della nostra fase Fi1 sta alla massa complessiva come Pn sta su Pm. di conseguenza la massa della fase 2 fratto la massa complessiva del nostro materiale sta come Nm diviso Pm quindi in realtà io riesco a ad avere la frazione volumetrica, la frazione in peso, scusate, la frazione in peso delle fasi presenti, giocando con i segmenti. Questo è piuttosto utile, laddove abbiamo a che fare con qualcosa che sia stato ottenuto in maniera, come dire, reversibile, cioè molto molto lentamente. La regola della leva va associata alla regola dell'orizzontale e cioè per qualunque temperatura all'interno del nostro sistema bifasico monovariante le fasi presenti sono determinate dall'intersezione fra l'orizzontale a quella temperatura e le curve di limite di solubilità, con la composizione chimica, come abbiamo visto un attimo fa nella discussione precedente, che è data dal valore della concentrazione di elementi letto in corrispondenza.

dell'intersezione. Regola di galera e regola dell'orizzontale ci permettono di discutere qualunque diagramma di fase ci si possa presentare, sia per un diagramma che coinvolge elementi, una fase liquida e una fase solida, oppure per diagrammi che coinvolgono solamente fasi solide. L'unica accortezza che dobbiamo osservare laddove nel nostro sistema che si sta trasformando sia coinvolta almeno una fase solida riguarda la diffusibilità degli elementi.

E cioè, mentre quando ho coinvolto nella discussione una o tutte fasi liquide, di fondo la sicurezza che la coincidenza tra il nostro elemento teorico e gli eventi reali è abbastanza assicurata dal fatto che c'è questo continuo rinviscolamento di elementi alle interfacce, nel caso di trasformazione allo stato solido, in cui si è coinvolta almeno una fase solida, ma come vedremo fra poco potremo avere anche delle trasformazioni in cui si sono coinvolte tutte fasi solide, il problema della diffusività allo stato solido diventa un problema importantissimo che può giocare molto anche sulla cinetica del nostro processo perché ho detto questa parola cinetica? perché una cosa importante è questa il diagramma di fase è un diagramma demodinamico non mi dice Nulla sui tempi con cui il processo avviene. ho una trasformazione che avviene, ma in realtà io qui so che devo farla poi, fra l'altro, molto molto lentamente.

Quando andiamo realmente a trasformare una lega reale, in realtà quella determinata precipitazione, quella determinata trasformazione, non so se viene nell'ambito di secondi, minuti, ore, anni, decenni addirittura, d'accordo? E quindi in realtà io, dal diagramma di fase, informazioni cinetiche sul processo... non ne ho mai e non le posso avere per un motivo molto semplice, il tempo non compare, non c'è il tempo qui sopra, quindi in realtà le informazioni qui dentro non sono messe.

Vediamo quindi nel caso, o nel caso un po'più generico, considerando una lega binaria reale, per esempio appunto questa lega, se non ricordo male stagno, nickel, può essere? Sì, potrebbe. Rami nickel, scusate. che raffreddando, raffreddando, raffreddando dalla temperatura di fusione per questa riga al 35% di nickel, abbiamo che a un certo punto si avrà l'intersezione della curva rappresentativa di raffreddamento con la curva di liquidus, abbiamo che la percentuale del primo solido di raffreddamento di raffreddamento di nickel raffredda al 46%, raffreddo, il mio liquido sta al 32%, il mio solido scende al 43%, raffreddo, raffreddo, raffreddo, raffreddo, le ultime gocce che si vengono a solidificare avranno il 24% di nickel con il mio solido che viene a formarsi che avrà la concentrazione pari al 36%, scendendo ancora al di sotto avrò tutto quanto solido, di nuovo la stessa concentrazione del mio liquido di partenza, sempre che non ci siano stati problemi relativi all'infusibilità allo stato solido.

per cui questa curva la curva di solidus non possa più riuscire a descrivere non solo ciò che succede nello strato che si sta solidificando in quell'istante ma l'intera massa già separatasi qui ci sta l'alzione che ci racconta quello che succede. E'chiaro anche qui, come vedete, si tratta di una solidificazione, è un processo che avviene per l'utilizzazione di crescita, la volta scorsa abbiamo visto una nutrizione importante, posso giocare sulla grana... di stallina ottenuta al termine della solidificazione giocando sul numero di nuclei, più nuclei ciò più la grana alla fine della solidificazione sarà piccola, è importante questo sia abbastanza anche se poi scopriremo che durante l'elaborazione dei nostri trattamenti termici il nostro pezzo avrà una storia piuttosto complessa quindi in realtà è bene partire da una grana abbastanza fine già a fine solidificazione ma in realtà poi sulla grana cristallina ci lavoriamo tantissimo per ottenere poi le condizioni di utilizzo reale del nostro pezzo non dimenticando che in realtà non è che vogliamo sempre una fine subito perché noi dopo che abbiamo fatto la colata potremmo magari lavorare e se abbiamo una grana già troppo fine, magari il pezzo è troppo duro, troppo resistente, noi vogliamo che per la lavorazione il nostro manufatto, il nostro materiale, il nostro semi lavorato abbia una durezza abbastanza bassa e sia ben lavorabile e che raggiunga le proprietà meccaniche finali solo appunto in prossimità dell'utilizzo reale del pezzo stesso.

Quindi in realtà noi tutta questa voglia di avere una grana fine a fine solidificazione non ce l'abbiamo. Allora in realtà le cose sono così. sono un po'più complicate, come abbiamo raccontato, in realtà vedremo che i diagrammi di fase non sono mai così semplici, qualche volta lo sono anche in qualche linea reale, ma in realtà nella maggior parte dei casi non sono così semplici come abbiamo raccontato, cioè rarissimamente abbiamo a che fare con una perfetta miscibilità allo stato liquido e una perfetta miscibilità allo stato solido.

Diciamo che nella maggior parte dei nostri casi di interesse, perlomeno, rarissimamente vedremo un problema di immiscibilità allo stato. Nel caso dello stato solido invece questo potrebbe avvenire piuttosto spesso. Quindi in realtà un caso che potrebbe capitarci abbastanza frequentemente è quello che vedete in questa figura, ovvero di una perfetta viscibilità di B in A e di A in B dentro la fase liquida, ma la presenza di una fasi, di una lacuna di viscibilità allo stato solido che vediamo qua, rappresentata da questa zona centrale dove c'è indicato α più β.

Allora in questo caso cosa sta succedendo? praticamente abbiamo due zone differenti liquidus più solidus quella a sinistra e questa a destra abbiamo due fasi differenti alfa e beta differenti perché? ma perché saranno caratterizzate ad esempio con un differente reticolo cristallino uno magari sarà pubblica percentata l'altro se è diagonale di un orto centrale, d'accordo? E questa zona centrale, alfa più beta, le cui regole di lettura sono identiche a quelle che abbiamo già visto per l'intervallo fra liquido e solido, liquido e solido.

L'unico vero problema nella lettura del diagramma appare laddove c'è questa orizzontale. Questa qui. Questa orizzontale, che fa riferimento all'orizzontale eutettica, è chiamata così per la presenza di quello che è chiamato appunto eutettico, ovvero questo valore della concentrazione x con e, che ha un comportamento dal punto di vista termico identico a quello di un metallo puro. ovvero se io solidifico una lega che ha esattamente la composizione chimica pari a x con e in corrispondenza della t con e ottengo un arresto tettico finché tutto il liquido non viene consumato a parte questo dettaglio il resto della nostra solidificazione è abbastanza simile e praticamente ne possiamo vedere già qui qualche esempio prendiamo ad esempio una lega che abbia una concentrazione x nominale pari a questa linea verde qui quindi una lega che si ritrova come composizione chimica a sinistra sia della massima solubilità di B in A alla concentrazione massima quindi qua a sinistra sia, attenzione quello che è indicato col punto 1 sia, attenzione con una solubilità di B in A che si ritrova sia, lì in alfa scusatemi, che sia tale da non intersegare nemmeno il valore a temperatura ambiente, il punto 2, cioè siamo a sinistra completamente della curva 1-2 che è il limite che ci descrive la zona di esistenza di questa lacuna di viscibità alfa-beta. Bene, la discussione di questa solidificazione e poi lo successivo all'affreddamento, perché non ci scordiamo che noi sì è importante la solidificazione ma poi dobbiamo separare a tempo l'ambiente, noi i pezzi li vogliamo prendere tra le mani.

è molto semplice parto da T1 stiamo discutendo le curve verdi parto da T1 raffreddo, raffreddo, raffreddo finché non arrivo alla temperatura T2 in cui la verticale che mi descrive il processo di raffreddamento interseca la curva di liquidus a quel punto comincio a separarsi i primi grani di fase alfa primi grani di fase alfa nel quale cominciano abbiamo una composizione pari a x con 2 raffreddo, raffreddo, raffreddo, raffreddo la mia verticale seguirà appunto quella compresa tra le temperature t con 2 e t con 3 ma la concentrazione relativa al liquido che si sta solidificando seguirà l'andamento nella curva di liquidus la concentrazione del solido che si sta separando seguirà l'andamento della curva di solidus finché in corrispondenza della temperatura T con 3 le ultime gocce di liquido che avranno una concentrazione pari a X con 3, quello verde saranno in equilibrio con la massa del solido quasi completa che avrà praticamente la concentrazione X nominale sto sempre parlando della curva di raffreddamento verde a questo punto se raffreddo ulteriormente non succede più nulla perché entro nella rappresentazione presentazione nel campo monofasico bivariante, vedete un interseco più nulla, io qui posso volendo cambiare un po'di concentrazione, un po'di temperatura, sempre alfa sono, e quindi arriverò fino alla temperatura ambiente con alfa. se il processo è avvenuto senza nessun problema il mio alfa sarà tutto quanto caratterizzato dal suo reticolo Q più al proiettato, facile entrare a 0, non ha le proprie con la concentrazione iniziale X nominale se invece ci sono stati problemi di diffusività del stato solido in realtà io avrò che non c'è più un solido unico con la concentrazione X nominale ma avrò un intervallo abbastanza ampio con zone più ricche nell'elemento alto fondente a zone più ricche più povere in un elemento alto fondente. Questo tipo di raffreddamento, solidificazione di raffreddamento non è molto difforme dal caso in cui abbiamo una perfetta miscibial stato solido. che noi il fatto che non ci sia la perfetta miscibilità ma che ci sia questo orizzontale che abbiamo chiamato orizzontale eutettica, che ci sia questa lavora di miscibilità, non lo sappiamo, abbiamo solo intersecato solivius e solius e basta, quindi il commento è abbastanza semplice. Le cose vanno un po'più complicate per la presenza di questo eutettico, vediamo un po'.

L'eutettico è una condizione molto particolare della nostra lega che viene rappresentata nel diagramma di fase da un punto ben preciso che è questo punto qui, caratterizzato la temperatura eutettica dalla concentrazione olettica. Come abbiamo detto questo punto ben preciso è caratterizzato da un andamento della temperatura durante la solidificazione che è identica a quella del metallo puro. Se vi mettete a fare il calcolo della varianza scoprirete che alla temperatura otettica e alla concentrazione otettica siamo zero varianti, esattamente come siamo zero varianti nel metallo puro A e nel metallo puro B, per questo c'è l'arresto otettico.

Questo è solo un problema di rappresentazione, in realtà cosa sta succedendo quando io prendo una lega perfettamente otettica a una temperatura superiore a T con E? Raffreddo, e arrivo alla temperatura eutettica alla temperatura eutettica ci troviamo in condizioni zero varianti con un processo che è quello rappresentato da questa equazione cioè il liquido eutettico che se sto raffreddando la freccia è spostata verso destra chiaramente mi dà contemporaneamente una fase alfa di concentrazione 1 questa qui vediamo qua il limite di sottoposizione della fase alfa alla temperatura T con E e in equilibrio con una fase beta con concentrazioni pari a 3 che è la massima solubilità di beta alla temperatura eutettica quindi in pratica io solificando un liquido a concentrazione eutettica alla temperatura eutettica formo contemporaneamente due solidi che si separano contemporaneamente tutto questo finché tutto il liquido non viene a essere consumato e tutto questo avviene a temperatura costante. Completata la solidificazione a quel punto posso continuare a raffreddare asportando calore perché a quel punto non sono più zero variante perché sono a tutti gli effetti entrato nella lacuna di viscibilità dove le fasi da 3 che erano perché durante l'eutettico io ho contemporaneamente liquido solido alfa e solido beta al di sotto divengono divento bifasico, alfa più beta. Sopra sono monofasico, solo liquido, d'accordo? È il punto eutettico che è il problema, dove ho tre fasi contemporaneamente e dove quindi per descrivere il fenomeno mi serve il tempo, il tempo nel quale tutto il liquido, solidificando tutto il liquido eutettico, diventa alfa più beta.

Al di sotto della temperatura eutettica ho questo alfa più beta. Che succede se il raffreddamento... ulteriormente qua mi devo ricordare semplicemente le regole dell'orizzontale la regola della leva la regola dell'orizzontale man mano che raffreddo per qualunque temperatura le concentrazioni di B in alfa e di A in beta le leggo sull'orizzontale. Quindi cosa leggerò? Su alfa una leggera diminuzione di B in alfa.

In beta una fortissima diminuzione della solubilità di A in beta che addirittura a temperatura ambiente sarà nulla. D'accordo? applicando la regola della leva io vedrò facendo i rapporti quanto alpha che mi cambierà da questa frazione rispetto a tutto questo segmento fino a questa frazione rispetto all'interno segmento e quanto beta avrò per ogni temperatura. Quindi attenzione, allo stato solido avverranno una serie di fenomeni abbastanza importanti che invaliranno localmente la composizione chimica e le frazioni.

volumetriche delle fasi presenti. Questo è importante perché vi può influenzare pesantemente il comportamento meccanico del vostro manufatto. Quindi non è semplicemente un zigogolo chimico-fisico tanto per pestare l'influenza dell'esame, ma in realtà può avere dei riflessi importanti sul comportamento della vostra lega.

durante l'ortale esercizio quindi ripetendo sopra la tendenza avendo a che fare con una lega perfettamente otettica sopra lo tettico è tutto l'illo notate che lo tettico fonde più in basso dei due componenti questo è il motivo per cui spesso le leghe otettiche sono usate per fare i getti perché posso arrivare a ottenere più facilmente una lega colabile senza grandi difficoltà vedete, tra il tempo che funzionano gli A, sta la sua la temperatura di emissione di P sta qua sopra, l'eotettico sta qui sotto. Arrivati all'eotettico, mi trovo in posizioni zero varianti, ho contemporanea presenza di liquido a composizione eotettica. Di solito alfa ha la massima solvità che può avere alfa la temperatura eotettica e di solito beta ha la massima solvità che può avere A in beta.

Tutto questo finché la reazione di formazione dell'antetico da liquido tetico ad alfa più beta non si completa. Appena è completata entro il campo alfa più beta e la discussione di alfa più beta può essere fatta seguendo semplicemente le due regole di orizzontale e la regola della leva. La regola dell'orizzontale per descrivere l'andamento delle composizioni chimiche di B in alfa e di A in beta, la regola della leva per descrivere se necessario le composizioni chimiche di B in alfa e di A in beta. l'evoluzione delle frazioni volumetriche attenzione a non fidarvi solo dei segmenti perché in realtà la frazione volumetrica è data dal rapporto fra il segmento relativo ad alfa in questo caso per esempio diviso l'intero segmento qui quindi in realtà va fatto il rapporto non ci si può fidare solo se qualcosa si diminuisce o diminuisce perché come vedete là per esempio io posso avere sia una leggera diminuzione insolubilità come nel caso di alfa nel caso di B in alfa oppure una fortissima diminuzione di A in beta è il caso per esempio di molte leghe a base alluminio che hanno questo andamento che all'eotettico scendono giù fino a valori estremamente bassi della solubilità degli elementi aggiunti dentro l'alluminio fino a che praticamente l'alluminio non ha che una solubilità estremamente bassa dell'elemento aggiunto all'interno questa animazione Cosa avete appena visto? Esattamente una cosa intermedia fra una lega caratterizzata da una solubilità inferiore rispetto alla massima solubilità in questo caso di B in alfa e una lega perfettamente otettica Rivediamolo Rivediamo bene è meglio cambia pendenza nella zona liquido più alfa, all'arresto tettico si ferma la temperatura cos'è successo?

allora vediamolo insieme raffreddo raffreddo raffreddo raffreddo il liquido e quella che ho dettata dal processo di asportazione del calore. A questa temperatura inizia il cambio pendenza perché ho l'ingresso nella compresenza fra liquido e alfa, divento monofasico. cambio di dipendenza nel senso che c'è un po'di calore di solidificazione che viene ceduto dal nostro sistema all'esterno quindi la raffreddamento è stato un po'più lento comincia a formarsi i primi grani di che?

di alfa cominciamo a battezzarli questi grani di alfa che si formano prima dell'eutettico si chiama alfa pro-eutettica, cioè prima dell'eutettico come sappiamo questo alfa arancione man mano che io sto solidificando si arricchisce in V, perché seguo, guardate me, non guardate il vostro depoterno, seguo questo avvitamento qua, il liquido che si sta solidificando, questo è un po'più scuro, seguirà invece questa nostra curva qui, un grado di sopra della temperatura di eutettico, noi avremo l'equilibrio fra La fase alfa arancione, che avrà la concentrazione praticamente pari alla massima solubilità di B in alfa, è un liquido che avrà praticamente la concentrazione otettica. Arrivati alla temperatura otettica, al solido preotettico che si è formato prima, quello arancione, non succede più niente. Il liquido... che è arrivato alla temperatura otettica e che ha una concentrazione otettica subisce la nostra solidificazione otettica formando contemporaneamente alfa con questa concentrazione di B, la massima che può avere la temperatura otettica e beta notate qua nel disegnino che si viene a formare abbiamo delle lamelle alternate ricordiamoci sempre quello che osserviamo sono metallografie chiaramente questo è un disegno di metallografie cioè sono sezioni, una lamella sezionata dentro una linea o poco più e questo processo avviene a temperatura costante ed evolve qui appena iniziato, qua praticamente è terminato.

Dopodiché, quando il liquido di composizione otettica è completamente consumato, a formare quello che si chiama otettico, questo, questo è otettico, non è solo lamellare, ma come vi ho già detto possiamo averlo particellare, possiamo averlo in globulare, varie modalità con cui può formarsi. posso continuare raffreddando asportando calore a raffreddare sono in campo alfa, beta in realtà le uniche cose che sono succedute qua sotto scendendo sono un cambio delle frazioni volumetri perché devo applicare la regola della leva e leggendo sull'orizzontale temperatura per temperatura le composizioni di B in alfa e di alfa in beta vedo una diminuzione di B in alfa e una diminuzione di B in alfa e di alfa in beta d'accordo? questo processo aggiungiamo qualcosa in più questo processo di scambio di atomi fra alfa e beta in realtà avviene non solo fra le lamelle alfa e beta che si sono formate all'autettico ma attenzione coinvolgerebbe anche i grani grossolani di alfa primario o anche preautettico che si sono solidificati per primi ma e qui capite già questo grano ha una superficie di scambio molto piccola rispetto alla massa del grano coinvolta le lamelle invece interfacciate una sull'altra hanno una grande capacità di scambio chimico perché sono lamelle poco volume con tanta superficie quindi in realtà se dal punto di vista grafico questo processo di scambio di atom fra alfa e beta al di sotto della temperatura eutettica mi coinvolge tutto l'alfa presente tutto il beta presente ma in realtà in effetti sarà molto più efficace in corrispondenza dell'autentico, dove le superfici di scambio sono molto più importanti rispetto ai grani di alfa, proautettica o primaria, che si devono ottenere prima dell'autentico.

Quello che abbiamo appena raccontato sicuramente ci descrive ciò che succede all'interno di un diagramma binario con la ruota di visibilità. Andiamo a vedere un po'più nel dettaglio cosa avviene per le varie differenti situazioni che si possono presentare. Il primo caso è quello più semplice.

un caso nel quale nel nostro diagramma binario ci sia una diminuzione della solubilità dell'elemento stagno aggiunto alla nostra lega ma la lega considerata si trova ad avere una il valore tali-metale per cui la rappresentazione a sinistra della massima solubilità che abbiamo a temperatura ambiente cioè la curva di raffreddamento qui indicata con questo violetto raffreddando, dopo aver intersecato l'intervallo l'iridus più solido con la frittezza di capriolità che abbiamo già vista in questa sequenza noi abbiamo la formazione ad alta temperatura di fase alfa primaria man mano che io raffreddo avremo le variazioni di composizione chimica secondo il regolo orizzontale applicato in intervallo allo liquido e solido finché arrivati alla temperatura di intersezione fra la verticale rappresentativa della lega e la curva di solidus abbiamo tutta fase alfa. Raffreddando ulteriormente non avrò più nulla come vento. Questo è abbastanza semplice. Il risultato di una lega che ha una composizione chimica a sinistra della nostra massima solubilità degli elementi aggiunti rispetto alla lega coinvolta o comunque che venga rappresentabile da questa curva in violetto, la nostra fase sarà costituita solamente da alfa primaria e nulla al che. Situazione un po'diversa laddove abbiamo l'aggiunta di elementi chimici, tale per cui la curva rappresentativa abbia una concentrazione superiore alla massima solubilità dell'elemento aggiunto alla temperatura ambiente, ma inferiore alla massima solubilità dell'elemento aggiunto alla temperatura.

protettica. Nel caso abbiamo qui Pio Letto. La prima fase, quindi, della solidificazione identica alla precedente, e cioè parto da un'altra fase, che è la fase di un'altra La temperatura al di sopra della tubula di liquidus, tutto liquido, raffreddo, raffreddo, raffreddo, raffreddo, cominciano a formarsi i primi grani solido, avranno chiaramente una concentrazione un po'più in base, eccetera, ma raffreddo, raffreddo, raffreddo, aumenterà la temperatura.

frazione di solido diventerà la frazione di liquido, varieranno le composizioni chimiche secondo la regola dell'orizzontale, finché all'intersezione della curva di liquidus con la verticale, che caratteristica è la nostra legge, non avrò completato la mia solidificazione e otterrò tutti quanti grani di fase alfa primaria o preotetica o gordissima. Le cose cambiano leggermente se appunto ci troviamo in questa situazione compresa fra la massima solubilità alla temperatura otetica e la massima solubilità alla temperatura ambiente dove insomma incontriamo il limite di solubilità della nostra lacuna di miscibilità. Vediamo.

che a questo punto cominceranno a precipitare i primi grani dell'altra fase che sta oltre, la fase beta. Dentro la nostra matrice di alfa primario inizieranno a precipitare grani di questa nuova fase beta dove precipiteranno, se vi dice bene, vi precipitano tutta la massa del grano, se vi dice male, vi precipitano a bordo grano. Questo dipenderà da fattori cinetici, dalla composizione chimica, da altri fattori che vedremo più avanti durante questo corso.

fatto sta che abbassando la temperatura aumenterà la frazione volumetrica di beta vediamo questo segmento aumenta man mano crescendo diminuirà la frazione volumetrica di alfa ma cosa ancora più importante varieranno pesantemente le composizioni chimiche degli elementi chimici delle due fasi guardate qua alfa come diminuisce seguendo il limite di solubilità della nostra B e in questo caso del nostro sta la fase alfa, d'accordo? Ottenendo per cui alla fine della nostra solidificazione una matrice di grani alfa primari pieni di particelle di fase beta precipitate all'interno. Fase alfa che avrà questa composizione chimica qui, fase beta che sarà quella che c'è dall'altra parte.

Per discutere la parte intermedia in realtà, guardiamo che succede in effetti se io vado a solidificare una lega perfettamente eutettica. Quello che abbiamo raccontato prima praticamente. tutto liquido, liquido, liquido, liquido, arrivata la temperatura otettica, formazione contemporanea di alfa e di beta dal nostro liquido, siamo zero varianti finché tutto il liquido otettico non si consuma, non si abbassa ancora la temperatura, dopodiché qui potremo vedere per esempio in questo caso l'esempio di questo arresto otettico vedete una forma abbastanza particolare nel caso di un sistema almeno siliceo al di sotto della temperatura tettica abbiamo che il raffreddamento ulteriore implicherà un meccanismo di scambio di armi allo stato sofferto di diffusione allo stato solido con variazione delle frazioni commedie di alfa e di beta e con variazione degli elementi chimici dentro alfa seguendo questa curva di limite di solubilità e dentro beta seguendo quest'altra curva di limite di solubilità a questo punto La fase intermedia, cioè il caso in cui abbiamo una composizione chimica intermedia fra la massima solubilità dell'elemento aggiunto in alfa e la concentrazione odettica, la discussione è abbastanza semplice. Raffreddo-raffreddo.

raffreddo, raffreddo, raffreddo, ops, all'intersezione con il liquidus comincia a precipitare un po'di solido alfa primario, raffreddo, raffreddo, raffreddo, raffreddo, le frazioni ommetriche il liquido diminuisce, il solido alfa aumenta, la concentrazione degli elementi chimici dentro l'elemento chimico, in questo caso lo stagno in alfa aumenta secondo la curva di solidus la concentrazione di stagno nel liquido aumenta secondo la curva di liquidus come fanno ad aumentare entrate? l'equilibrio è dato dalle frazioni volumetriche cambiamo tutta la frazione volumetrica di liquido e di alfa finché un po'prima appena appena prima dell'eotettico c'è l'alfa primario o pre-eotettico immerso in liquido di concentrazione eotettica grazie Alla temperatura eutettica, all'alfa primaria non succede più niente, al liquido eutettico, alla formazione di eutettico, e io alla fine della trasformazione avrò grani di alfa primaria immersi in una matrice eutettica, in questo caso lamellare. Quello che vi ho appena raccontato, che abbiamo visto prima in questo video è il video che se ne è riuscito ovvero Abbiamo questo scambio di atomi preferenzialmente all'interno della matrice otecchia, ma in realtà a rigore anche con i grandi di alta primaria secondo gli andamenti delle curve che mi descrivono i bordi della raccura di viscibilità.

quindi alfa seguirà questo andamento beta seguirà quest'altro andamento per quanto riguarda gli otetici possiamo avere di vari tipi attenzione in realtà ricordiamoci sempre che quando andiamo a tagliare a sezionare, potete fare osservazione al microscopio, effettivamente noi avremo poi una trasposizione bidimensionale di ciò che è tridimensionale, quindi in realtà la lettura metallografica può non essere così semplice. D'accordo? andando a guardare la nostra lega che abbiamo visto fino adesso chiaramente ciò che vi ho raccontato, attenzione, vale noi abbiamo visto perciò che succedeva a sinistra dell'otettico a destra dell'otettico è identica la situazione l'unica cosa che cambia, quale sarà? la fase primaria la fase primaria non sarà più alfa ma sarà beta e qui sotto infatti vediamo i tre casi reali di un autentico di una lega autentica il caso a sinistra di una lega autentica la lega detta ipo-eutettica, cioè con i terreni legamenti aggiunti inferiore autettico, il caso centrale di una lega autettica, il caso a destra di una lega iper-eutettica.

Vedete i grani, nel caso ipo o iper, i grani fase primaria, grossi, in un caso fase alfa, in un altro caso fase beta, immersi tutti in una matrice, in questo caso lamellare, di alfa più beta. Questa è la situazione otettica dove abbiamo tutto alfa più beta e basta, perché chiaramente nell'otettico non c'è fase primaria, perché abbiamo tanto di retentra formazione dal libido di alfa più beta. Vediamo un po'una situazione un po'più sinottica di ciò che abbiamo appena raccontato, un nostro diagramma di fase con rispetto alla miscibità, lo stato solido e il miscibità parziale, lo stato solido. Ecco questa è la situazione. alla temperatura elevata tutto liquido questa è la situazione a una temperatura intermedia quindi vedete che al variare la composizione chimica mi cambia anche pesantemente la situazione complessiva della mia lega tutto quanto solito primario alfa con presenza di alfa e di liquido con presenza di alfa e di liquido ma con più liquido tutto liquido ancora in corrispondenza all'odettico beta più liquido beta più liquido con più beta solido nelle quale corrispondenze tutto beta e abbassando ulteriormente la temperatura osserviamo la differenza nelle microstrutture quindi quello che voglio stressarvi è che quando andiamo a cambiare la composizione chimica di una lega lega, non è semplicemente un giochino da alchimista in cui butto un po'di sale, un po'di pepe e ho fatto la patriciana in un altro modo, cambio proprio la microstruttura della mia lega e di conseguenza il comportamento meccanico macroscopico.

Dire un C20, un acciaio al carbonio con lo 0,2% di carbonio o dire un C70, un acciaio al carbonio con lo 0,7% di carbonio, non cambia solo la quantità di carbonio presente, vi cambia ciò che avete tra le mani. ci aiuto sicuramente

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