Transparencias TF 2015

INSTITUTO POLITCNICO NACIONALESIQIECurso de Transformaciones de FasesVctor M. Lpez Hirata

Marzo 2015DEPARTAMENTO DE INGENIERA EN METALURGIA Y MATERIALES

CursoPresentacinExpectativasReglas de ConvivenciaForma de llevar el cursoEvaluacin

Objetivo GeneralAl terminar el curso, el alumno identificar los fundamentos tericos, tipos y aplicaciones de las transformaciones de fases en aleaciones.

IntroduccinTermodinmica y Diagramas de EquilibrioDifusin Atmica en Estado SlidoIntercaras CristalinasSolidificacinRecristalizacinTransformaciones DifusionalesTransformaciones Adifusionales

Contenido del Curso

Captulo I IntroduccinTransformaciones de Fases: Parte de la ciencia de los materiales que se encarga del estudio de los cambios de fases en los materiales.?Cmo se podran definir las transformaciones de fases?

IntroduccinClasificacin de las Transformaciones de FasesHomogeneidad : Homogneas y HeterogneasDifusin: Difusionales (Trmicas o Civiles) y Adifusionales (Atrmicas, militares o martensticas)Difusionales: Corto y largo alcanceCambios: Estructura cristalina, Orden atmico y composicin Qumica

Introduccin

Clasificacin de acuerdo al proceso de crecimiento segn J. W. Cahn

TipoMilitarCivilEfecto de Cambio de TemperaturaAtrmicaTrmicaTipo IntercaraMvil (coherente o semicoheren.)No MvilComposicin de la Fase Madre y Producto MismaMismaDiferenteNaturaleza del Proceso DifusivoAdifusionalDifusin de Corto AlcanceDifusin de Largo AlcanceControl mixto, difusivo o intercaraIntercaraIntercaraIntercaraDifusinMixtaEjemplosCorte(Displacive)MartensticaMacladoMasivaOrdenamientoPolimrficaRecristalizacin Crecimiento de GranoPrecipitacinDisolucinBainitaPrecipitacinDisolucinSolidificacinFusinPrecipita.DisolucinEutectoidePrecip. Celular

Introduccin

Teoras de la formacin de una nueva fase: Teora Clsica de Nucleacin y Crecimiento de Gibbs 1895 y Teora de Descomposicin Espinodal de Cahn y Hilliard 1970.Teoras de Crecimiento de una Nueva Fase: Crecimiento controlado por Difusin Controlado por la Intercara de Zener.Cintica Global: Ecuaciones de Mehl-Johnson y Avrami.Teora de Engrosamiento (Maduracin de Ostwald): Teora de Lifshitz-Slyozov-Wagner (LSW) Controlado por Difusin.

Captulo II Termodinmica y Diagramas de EquilibrioIntroduccin

Termodinmica: Factibilidad de una reaccin o transformacin de fases.Diagramas de Equilibrio: Fases presentes en una aleacin.Cintica: Qu tan rpido ocurre la reaccin.

Estudi en la Universidad de Yale, obteniendo su doctorado en Ingeniera en 1863 con una tesis acerca del diseo de engranajes por mtodos geomtricos. Cabe destacar el hecho de que fue el primer estadounidense al que se le confiri un doctorado en ingeniera[cita requerida].En 1886 fue a vivir a Europa, donde permanci tres aos: Pars, Berln y Heidelberg. En 1871 fue nombrado profesor de fsica matemtica en la Universidad de Yale. Enfoc su trabajo al estudio de la Termodinmica; y profundiz asimismo la teora del clculo vectorial, donde paralelamente a Heaviside opera separando la parte real y la parte vectorial del producto de dos cuaternios puros, con la idea de su empleo en fsica. En los cuales se consider uno de los grandes pioneros de la actualidad

Leyes de la Termodinmica

Primera Ley: DE = Q-W La entalpa o contenido calorfico: H = E + PVEnerga interna: Potencial (enlace qumico) y Cintica (movimiento de los tomos)Para los slidos: DHDE (DH=DE+PDV ya que DV 0)Segunda Ley:Es imposible construir una mquina que operando en un ciclo, tome calor de la fuente de temperatura constante y lo convierta en trabajo sin que se produzcan variaciones en la fuente o en su entorno. dS = Q/T. Tercera Ley: La entropa de un cristal a 0 K es cero.

Equilibrio

Entalpa: DH>0, DH=0, DH0, DS=0, DS0, DG=0, DG

Variacin con T T HT = H298 K + 298 Cp dT TST = S298 K + 298 K (Cp/T) dT H REACC = HPROD - H REACT

A + B C + D

Variacin con TdG = VdP- SdTdA = PdV- SdTdH = VdP+ TdSdU = PdV + TdS

Variacin con T

Concepto de Equilibrio

Concepto de EquilibrioFuerza Motriz

Energa de Activacin o Barrera Energtica

Tipos de Equilibrio

Ejemplo de Solidificacin

Ecuacin de Clasius-Capeyron (dP/dT)eq = (H/ T V)

Termodinmica de Soluciones1) Aleacin2) Solucin slida substitucional (Reglas de Hume-Rothery) e Intersticial 3) Fabricacin: Fusin y solidificacin tradicional y Procesos novedosos tales como, el aleado mecnico, solidificacin rpida, etc. 4) Composicin: % wt i= 100 wti/(wt1 + wt2 + wti +...+wtn).% at i = 100 ni /(n1 + n2 + ni +...+nn)Xi = ni /(n1 + n2 + ni +...+nn) 5) Potencial qumico: i=kdG = -SdT + VdP + ( G/ ni)T,P.nj dni i =1

Formacin de una solucin slida

Solucin slida ideal El tipo ms simple de mezclado es aquel en el cual Hm i x y Vm i x son cero y el cambio de energa libre de mezclado Gm i x est dado por Gmix = - T Smix y ya que para una solucin ideal aA = XA, Smix est dado porSmix = - R(XA ln XA + XB ln XB) y por lo tanto Gmix = RT (XA ln XA + XB ln XB)

G vs. XG = A XA + B XB G = XAGAo + XBGBo + RT (XA ln XA + XB ln XB)

Otros tipos de soluciones slidasSolucin regular Hmix = Emix = PAB (AB - (AA + BB)) G=XAGAo + XBGBo + XAXB + RT(XA lnXA + XB ln XB)

Solucin real se sustituye la fraccin por la concentracin til o actividad.

Modelo solucin regular

Efecto de T y DHmix sobre G

Ejemplo de soluciones

Equilibrio en sistemas heterogneosAa = A, Ba = B

Diagramas de EquilibrioLos diagramas de equilibrio tambin conocidos como diagramas de fase se pueden definir como los mapas de la metalurgia ya que en base a parmetros de temperatura y composicin describen las fases de equilibrio presentes en una aleacin. Clasificacin: componentes, fases, solubilidad, reacciones caractersticas.Determinacin: Experimental y/o Numrica

Diagramas binarios

Diagramas Ternarios

Reacciones InvariantesRegla de las fases de Gibbs: oL = C - F + 2

Diagramas G vs. X

Regla de la Palanca

Microestructuras de Equilibrio

Microestructuras de No Equilibrio

Diagrama Fe-Fe3C

Diagrama Pseudo Fe-Fe3C

Diagrama Fe-Fe3C

Microestructuras de Equilibrio

Efecto de elementos de aleacinGamgenos(C,N,Mn,Ni) y alfagenos (Si,Cr,Mo,V, etc)

Efecto de elementos de aleacin

Efecto Gibbs-ThomsonXr /X = 1+ 1/r(nm)

SolubilidadXBe = A exp (-Q/RT)

SolubilidaddG(XB )/dXB = 0

Diagramas Ternarios

Cintica de TransformacinVelocidad exp (-Ha/KT)

Captulo III Difusin Atmica en Estado SlidoLa difusin atmica pude definirse como el movimiento de tomos a travs de la estructura cristalina.Se puede clasificar como: Arriba o debajo de la colina.Tambin como difusin en. Soluciones slidas substitucionales e intersticiales.O bien por su trayectoria: reticular o de volumen, lmite de grano, dislocaciones o de tubo y superficies libres.

Fuerza motriz para la difusin

Experimento de Kirkendall

Mecanismos atmicos de difusin

Leyes de FickPrimera Ley (Estado Estacionario):JB = -ADB CB/x(autodifusin o intersticial)

JA = -ADA CA/x (Substitucional binario)JB = -ADB CB/x

Segunda Ley (Estado No Estacionario):CB/t = DB 2CB/x2 (intersticial o autodifusin)C/t = D 2C/x2 (substitucional)D = XB DA + XA DB (interdifusion)

Coeficiente de difusinD

Coeficientes de difusinSubstitucional Intersticial

Par DifusorDo cm2/sQ cal/mol Ni en Cu 2.0 57900 Cu en Ni 0.3 61500 Zn en Cu 0.1 43900

SolutoDo mm2/sQ kJ/mol C 2.0 84.1 N 0.3 76.1 H 0.1 13.4

Grfica de Arrhenius

Determinacin de DDifusin Intersticial: Pndulo de torsin y mtodo de permeacin.

Difusin intrnseca e interdifusin: Pares difusoresMtodos de Matano y Grube

Autodifusin: Trazadores radioactivos

Aplicaciones de Leyes de FickDifusin en Estado Estacionario (tanque de gas)

Difusin en Estado No Estacionario:

Homogeneizacin

Carburacin del acero

Descarburacin del aceroC = Co fer (x/4Dt)

HomogeneizacinC = Cm + o sen (2 x/l) a t=0 C = Cm + o sen (2 x/l)exp(-t/) donde es el tiempo de relajacin y est dado por = l2/2 DBy la amplitud de concentracin del perfil despus del tiempo t est dada por = o exp (-t/)

Carburacin del aceroC = Cs - (Cs-Co ) fer(x/4Dt)donde fer es la funcin error definida como zfer (z) = (2/ exp (-y2)dy ocon la siguiente propiedades: fer (0) = 0; fer (-N) = - fer (N) y fer () = 1.

Trayectorias de alta difusividad Se ha encontrado experimentalmente que la difusin a travs de los lmites de grano y superficies puede escribirse por una ecuacin del tipo de Arrhenius, es decir:D1g = Dolg exp-Q1g /RTDS = DoS exp-QS/RT En general, a cualquier temperatura las magnitudes sonDS > Dlg > Dv y QS < Q1g < Qv Es decir la difusin en superficies libres DS es mayor que la que ocurre en lmites de grano D1g y esta a su vez mayor que la que ocurre a travs de la red cristalina conocida como difusin de volumen o reticular Dv . La difusin superficial puede jugar un papel importante en los fenmenos metalrgicos, pero en promedio el total del rea del lmite de grano es mayor por lo que la difusin a travs del lmite de grano es ms importante.

Movilidad Atmica

Experimento de Darken

Dictra

Reacciones de Interdifusin

Captulo IV Intercaras Cristalinas Bsicamente hay tres tipos de intercaras que son importantes en los sistemas metlicas:1) Las superficies libres (intercara slido/vapor) 2) Lmites de grano (intercara /)3) Lmites entre fases (intercara /)

Todos los cristales poseen el primer tipo de intercara. El segundo tipo de intercara separa los cristales de la misma composicin y estructura cristalina, pero con diferente orientacin. La tercera interfase separa dos diferentes fases que pueden tener diferentes estructuras y/o composiciones.

Energa libre interfacial La energa libre de un sistema que contiene una rea de intercara A est dada por G = Go + A Si esta fuerza se mueve una pequea distancia FdA de tal forma que el rea de la pelcula se incrementa por dA el trabajo hecho por la fuerza es FdA. Este trabajo es usado para aumentar la energa libre del sistema por dG. Se tiene que dG = dA + A d igualando esta ecuacin con FdA se tiene que F = + A d /dA En el caso de un lquido, la energa superficial es independiente del rea de la interfase y d /d A = 0.

Intercara slido/vapor El origen de al energa superficial es una intercara slido/vapor se basa en la energa de los enlaces rotos. Por ejemplo, si la intercara slido/vapor de un cristal fcc corresponde con el plano compacto (111) para cada tomo habr tres enlaces rotos con un exceso de energa interna de 3 /2. Para un metal puro la energa de enlace puede estimarse a partir del calor de sublimacin Ls el cual es igual a la suma del calor latente de fusin con el de evaporizacin. Si una mol de slido es evaporado enlaces rotos. Por lo tanto Ls = 12N /2 pro lo que la energa superficial del plano (111) ser Esv = 0.25 Ls/Na J/tomo superf.Este resultado ser aproximado ya que los segundos vecinos ms cercanos se ignoraron. De la definicin de energa libre se tiene que para los slidos = E TS.

Grfica polar de Wulff

Intercaras a/a

Intercaras a/b coherenteUna relacin de orientacin entre las dos fases tal que(111) (0001) y 110 1120 (coherente) = q El valor de la energa interfacial coherente es alrededor de 200 mJ/m2.

Intercaras a/b semicoherente Si a y a son respectivamente los parmetros reticulares de y , el grado de desacomodo se define como: = (a - a)/a = q + est Las energas de intercaras coherentes estn generalmente en el rango de 200-500 mJ/m2.

Intercaras a/b incoherente Muy poco es conocida acerca de la estructura atmica de las intercaras incoherente pero tienen caractersticas en comn a la de un lmite de grano de ngulo grande. Las intercaras coherentes se caracterizan por una energa alta 500-1000 mJ/m2.

Solidificacin La solidificacin y la fusin son transformaciones entre estados cristalogrficos y no cristalogrficos de un metal o aleacin. Estas transformaciones de fase son de gran importancia tecnolgica por ejemplo, en el vaciado de lingotes, colada continua, crecimiento de monocristales para semiconductores y en la solidificacin de soldaduras.

Nucleacin y Crecimiento Nucleacin Homognea Nucleacin Heterognea Crecimiento

Solidificacin G2 = VS GvS + VL GvL + ASL SL

G1 = (VS + VL ) GvL G = G2 - G1 G = - VS Gv + ASL SL Gv = GvL GvS GV = Lf T/Tf

Solidificacin G (r) = - 4 r3 GV/3 + 4 r2 SL

Solidificacin r* = 2SL /Gv y G* = 16 SL 3 /3 (Gv)2

r* = (2 SLTf /Lf ) (1/T)yDG* = (16 SL 3 Tf 2 /3Lf2 (1/T2 )

nr = no exp -Gr /KT Nhom = fo Co exp -G*hom/KTncleos/m3 s

Solidificacin

Nucleacin Homognea

Nucleacin Heterognea El balance de las tensiones superficiales ML, SM y SL en el plano de la pared del molde es ML = SM + SL cos o cos = (ML - SM)/SL

Nucleacin HeterogneaGhet = -Vs Gv + ASL SL + ASM SM - ASM M L ASL = 2 r2 (l-cos )ASM = r2 sen VS = ( r3 /3)(2-3 cos + cos3 )se convierte en Ghet = -4 r3 Gv/3+4 r2 SL S()donde S() = (2 + cos ) (1-cos )2 /4r* = 2 SL/Gvy G* = 16 SL3 /3 Gv2 S()

o tambinG* het = S() G* hom Por ejemplo, si = 10, S() es aproximadamente 10-4

Nucleacin Heterognea

Nucleacin HeterogneaNhet = f1 C1 exp -G*het /KT

Crecimiento en Slidos Crecimiento lateral de una intercara plana. (a) Intercara difusa. (b) Intercara plana.

Solidificacin en Metales Puros La extraccin del flujo de calor desde la intercara ser a travs del slido y est sujeta al siguiente balance de calorKS TS = KL TL + vLf donde K es la conductividad trmica y T es el gradiente de temperatura dT/dx, los subndices S y l corresponden al slido y lquido, v es la velocidad de crecimiento del slido y Lf es el calor latente de fusin por unidad de volumen.

Solidificacin en Metales Puros

Solidificacin en Metales Purosv KL T/Lf r

Solidificacin en Aleaciones k = XS/XL

Solidificacin en Aleaciones Existen tres casos importantes para examinar:1. Solidificacin infinitamente lenta (equilibrio)2. Solidificacin sin difusin en el slido pero perfectamente mezclada en el lquido3. Solidificacin sin difusin en el slido y solamente mezclado por la difusin en el lquido

Solidificacin en Aleaciones XS = kXo (1-fS) (k-1) y XL = Xo fL (k-1)

Solidificacin en AleacionesEl perfil de concentracin en estado estacionario est dado porXL = Xo 1 - (1-k) exp -x/(D/v)

Ecuacin de Scheil

Solidificacin en AleacionesLa condicin para un intercara planar estable esTL > (T1 - T3)/(D/v)

Solidificacin en Aleaciones

Solidificacin EutcticaEutctico Cu-Al

Solidificacin EutcticaG() = - G() + 2 g Vm/ G() = H To /TE * = 2 Vm TE/H To

Solidificacin Eutctica

Solidificacin EutcticaLa velocidad de crecimiento del eutctico est dada porV = (k D To / (1-* /)donde k es una constante de proporcionalidad, D es la difusividad en el lquido y To es el sobreenfriamiento mostrado en la figura y est formado porTo = Tr + TD

Solidificacin Eutctica

Solidificacin Peritctica

Solidificacin en Lingotes

Solidificacin en Lingotes(a) Formadora de piel. (b) Intermedia y (c) Granulosa.

Segregacin en Lingotes

RecristalizacinRecristalizacin: Esttica y dinmicaLa fuerza motriz para el crecimiento de granos nuevos libres de deformacin es la energa almacenada durante la deformacin en fro y la fuerza motriz para el crecimiento del grano proviene de la curvatura de los lmites de grano. En el primer caso, se pude decir que la fuerza motriz G es igual al cambio de energa interna el cual es debido a la energa almacenada; es decir: G ES. Cuando una aleacin es deformada plsticamente muchos defectos se introducen a la red cristalina y estos defectos junto con la deformacin elstica son los mecanismos para el almacenamiento de energa.

Energa AlmacenadaVariables: Pureza, deformacin, temperatura de deformacin, tamao de grano y fraccin de segunda fase

Energa AlmacenadaPropiedad

RecuperacinTabla 6.1. Mecanismos de recuperacin

TemperaturaMecanismo operanteBaja1. Migracin de defectos puntuales a lmite de grano y dislocaciones2. Combinacin de defectos puntualesIntermedia1. Rearreglo de dislocaciones en maraas 2. Aniquilacin de dislocaciones3. Crecimiento de subgranosAlta1. Ascenso de dislocaciones2. Coalescencia de subgranos3. Poligonizacin

Recuperacin

RecuperacinLa coalescencia de subgranos

RecuperacinPoligonizacin

Poligonizacin(a)(b)(c)Poligonizacin de un monocristal de Fe-Si (a) Despus de flexin (b) 1 h a 850 C (c) 1 h a 1060C

RecristalizacinCrecimiento repentino o ampollamientoCoalescencia de subgranos

RecristalizacinLa cintica de nucleacin y crecimiento para una dada transformacin de fase puede describirse por la ecuacin de Johson-MehlXr = l - exp (- p/3) NG3 t4 )} donde Xr es la fraccin transformada la cual se muestra como funcin del tiempo t para diferentes condiciones de velocidad de nucleacin N y velocidad de crecimiento G .Frecuentemente se encuentra que la velocidad de crecimiento es constante pero la de nucleacin no es constante en las transformaciones en estado slido. Avrami considero el caso donde la velocidad de nucleacin decae exponencialmente con el tiempo conduciendo a la siguiente ecuacin Xr = 1 - exp - ktnla cual se conoce como la ecuacin de Avrami y n = 3-4 .

RecristalizacinRecuperacinRecristalizacinCrecimiento de granoTiempo Recocido:

RecristalizacinCobre, tiempo (minutos)

Determinacin de N y G

Efecto de Variables

Temperatura de RecristalizacinSe define como aquella temperatura en la cual en 1 hora ha recristalizado al 95% de la estructura. De la ecuacin de Johnson-Mehl se tiene que el tiempo para obtener el 95% del volumen transformado, t0.95, est dado port0.95 = 2.85/NG3 1/4

Temperatura de RecristalizacinAumento de la temperatura de recristalizacin del Cu puro por la adicin de 0,01 % at. de los elementos indicados.Efecto de las impurezas sobre la temperatura de recristalizacin de aluminio laminado en fro 80%.

ElementoAumento T CNi0Co15Fe15Ag80Sn180Te240

Temperatura de RecristalizacinEfecto de la deformacin sobre la recristalizacin:

Temperatura de Recristalizacin

Tamao de Grano Recristalizadod= (cte) G/N 1/4 Un grano recristalizado pequeo se obtiene cuando se tiene una alta velocidad de nucleacin y una velocidad de crecimiento lenta.Los factores predominantes que afectan N y G son:Deformacin previa. Temperatura de recocido. Tamao de grano previo. Impurezas. Temperatura de la deformacin previa. Fraccin de la segunda fase

Tamao de Grano Recristalizado A mayor porcentaje de deformacin inicial, menor tamao de grano recristalizadoVariacin del tamao de grano recristalizado en funcin del tamao de grano inicial

Tamao de Grano RecristalizadoEl tamao de los granos recristalizados depende principalmente del porcentaje de deformacinTamao de grano recristalizado de un latn en funcin de la deformacin inicial, para dos diferentes valores de tamao de grano inicial

Crecimiento de GranoD2 = Do2 + ktD = ktn

Crecimiento de Grano

Recristalizacin Dinmica

Textura

Transformaciones DifusionalesDifusinCorto alcanceLargo alcance

Nucleacin HomogneaG = -V Gv + A + V GS

G = -4 r3 (Gv - Gs)/3 + 4 r2

r* = 2 / (Gv - GS)G* = 16 3 /3(Gv - GS)2

Nucleacin HomogneaGv = Gn /Vm

Gv Xdonde X = Xo - Xe

Nucleacin HomogneaNhom = Co exp - Gm /KT exp - G* /KT

Nucleacin Homognea

Nucleacin HeterogneaGhet = - V (GV - GS) + A - Gd

Nucleacin Heterognea cos = a/2DG = = -V Gv + Ab - aa Aaa

r* = 2 /Gv G*het = G*hom S ()

S() = (2 + cos ) (1-cos )2/2

Nhet = C1 exp -Gm/KTexpG* /KT

Nucleacin Heterognea

Morfologa de PrecipitadosAi i + GS = mnimoCoherentesGS es directamente proporcional a 2 = (a - a)/a Incoherentes GS es directamente proporcional a = V/V

Morfologa de Precipitados

Transformaciones DifusionalesSi g > DGs la forma ms estable es una esfera

Si g < DGs la forma ms estable es un disco

Crecimiento de PrecipitadosCrecimiento:

Controlado por difusinControlado por la intercaramixto

Crecimiento de Precipitadosv = 1 Dtdonde1 = (n B - n B ) / (n B- n B ) (n B - n B)

Crecimiento de Precipitadosv = exp -Ga/KT (XB)t -(XB)e

Crecimiento de Precipitados

Cintica GlobalF = 1 - exp -ktn Tabla 7.1. Valores de n para diferentes sitios de nucleacin

Sitio de nucleacinnLimite de grano1Borde de grano2Esquina de grano3Dislocaciones2/3

Descomposicin Espinodal2 > 2K/(d2G/dX2) + 2 2 EeVm G = (d2G/dX2 ) + (2K/2 ) + 2 2 E Vm }X2 /2

Descomposicin Espinodal

Descomposicin EspinodalZn-Al-Mg

Maduracin de Ostwald

Teora LSWTeora LSW (difusin) r3 - ro3 = ktk = 8D Vm Ce /9RT

Intercara

r2 - ro2 = ktk = 64K Vm Ce /81RT

Teora LSW

Endurecimiento por Precipitacinsss 1 + GP 2 + 3 + 4 +

Endurecimiento por Precipitacin

Cintica de Precipitacin

Zonas Libres de Precipitacin

Transformaciones Difusionales en Acero (a) Alotriomorfos en el lmite de grano (b) Ideomorfo, y (c) Placas Widmanstatten. Precipitacin de Ferrita en Austenita

Transformaciones Difusionales en Acero

Transformacin Eutectoide + Fe3 C

Transformaciones Difusionales en Acero

S* (T)-1 V = k Dc (T)2

Transformaciones Baintica + Fe3 C

Transformaciones Baintica

Diagramas TTT

Diagramas CCT

Q-P y Q-P-T

Precipitacin Celular +

Precipitacin CelularPrecipitacin celular en una aleacin Mg-9%at Al.

Transformacin Masivab

Transformacin Masiva

Transformacin Orden-Desordenb bFormacin de lmites antifase.

Transformaciones AdifusionalesEsta fase en el acero fue nombrada martensita por Floris Osmond en 1895 en honor al metalgrafo alemn, Adolf Martens.

Esta fase crece como placas en la austenita y a una velocidad muy alta de tal forma que el crecimiento de la placa termina en menos de 0.0001 segundos una vez que la nucleacin ha ocurrido.

Estas transformaciones no se clasifican como del tipo de nucleacin y crecimiento; sin embargo, fsicamente hay una etapa de nucleacin y una de crecimiento

Aceros TRIP, Aceros templados y aleaciones memoria

Transformacin MartensticaTabla 8.1. Transformaciones martensticas en materiales no ferrosos

MaterialCambio de EstructuraPlano HabitualTibcc cph8,8,11 8,9,12Ti-5%Mnbcc cph334 y 344Zrbcc cphCu-40%Zn Bcc fc Tet155Cu-11 a 13.1%Albcc fcc133Cu-12.9 a 14.9%Al Bcc Ortor122Au-47.5% Cd Bcc Ortor133Cobcc cph111

TermodinmicaReversible

Formacin inducida por deformacin plstica arriba de Ms, pero debajo de Ad

Q-P y Q-P-T

Dual-Phase and TRIP Steels

Dual-Pase Steels 1970s

TRIP Steels 1990s

Transformaciones AdifusionalesFormacin de maclas por esfuerzo cortante.

Transformaciones AdifusionalesPlacas de maclado.

Transformacin Martenstica

Transformacin MartensticaDistorsin de las lneas fiduciales ,a) observada, b) prdida de coherencia y c) distorsin elstica en la matriz.

Transformacin Martensticaa) Deformacin cortante del maclado y b) deformacin invariable de la martensita.

Transformacin MartensticaOrientacin de los planos habituales de la placa de martensita.

Transformacin de Bain

Morfologa y Cintica

Teora de FormacinNucleacin sobre dislocaciones

Dureza

RevenidoTabla 8.2. Etapas de Revenido

EtapaTemperatura CTransformacin 25-100Segregacin de C en dislocaciones I 100-250Precipitacin del carburo II 200-300Transformacin de austenita retenida a bainita III 250-350Precipitacin de Fe3 C en forma de listones 400-600Recuperacin de dislocaciones y Esferoidizacin de Fe3 C IV 500-600Precipitacin de carburos de Cr, Mo, Ti, V 600-700Recristalizacin y crecimiento de grano.Coalescencia de Fe3 C

Revenido

Aleaciones con MemoriaCurvas de histresis.

Aleaciones con MemoriaAplicacin industrial del Nitinol.

Aleaciones con Memoria1932 Arne lander, investigador suizo observo este fenmeno en una aleacin de oro cadmio.

Aleaciones con MemoriaAntecedentes 1961Metalrgico William Buehler, en el U.S. Naval Ordenance Laboratory (N.O.L.) encontr este mismo efecto en una aleacin de nquel con titanio.

"Nitinol" (combinaron las letras de Nquel, Titanio y Naval Ordenance Laboratory) [4].

WILLIAM J. Buehler 1968, Demostracin de cable de nitinol.

Aleaciones con MemoriaAplicacioneslos materiales con memoria de forma, son en la industria, pero su aportacin ms apreciable es en el mundo de la medicina. La caracterstica ms importante para las aplicaciones mdicas es que el Nitinol presenta compatibilidad y no genera rechazo en el cuerpo humanoEspacialesRobots. Biocompatibilidad Medicina Cura de fracturas. Ortodoncia Alambres musculares

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