1. Separata N_ 01 Diagramas Equilibrio Fases Al 05

UNIVERSIDAD NACIONAL JOSÉ FAUSTINO SÁNCHEZ CARRIÓN. FACULTAD INGENIERÍA QUÍMICA Y METALURGIA E.A.P. INGENIERÍA METALÚRGICA

-+2017 II SEPARATA N° 01 DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO DE FASES DE APOYO CURSO DE

METALURGIA FÍSICA II FECHA FECHA

CONTENIDO INT RODU CCIÓN. CCI ÓN. TERMODINÁMICA TERMODINÁMICA Y DIAGRAMAS DIAGRAMAS DE FASE. TÉRMINOS TERMODINÁMICOS. TERMODINÁMICOS. EQUILIBRIO EQUILIBRIO DE UN SISTEMA TERMODINÁMICO. FASE. ESTUDIO DE LAS TRANSFORMACIONES DE FASE. ENERGIA LIBRE DE GIBBS. LA ENTROPÍA. LA ENTALPIA . EQUILIBRIO ESTABLE Y METAESTABLE. ESTABLE . METAESTABILIDAD . CRITERIO PARA LAS TRANSFORMACIONES DE FASE. SISTEMAS DE UN SOLO COMPONENTE. ANÁLISIS DE DIAGRAMA DE EQUILIBRIO SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO SÓLIDO. ANÁLISIS DE DIAGARMAS DE EQUILIBRIO IDENTIFICACIÓN DE FASES. DETERMINACIÓN DE LA CANTIDAD DE FASES DESARROLLO

1. INTRODUCCIÓN Los diagramas de equilibrio son gráficas que representan las fases y estado en que pueden estar diferentes concentraciones de materiales que forma una aleación a distintas temperaturas. La mayoría de los diagramas de fase han sido construidos según condiciones de equilibrio, siendo utilizadas por ingenieros y científicos para entender y predecir muchos aspectos del comportamiento de materiales; debido a que aportan valiosa información sobre la fusión, el moldeo, la cristalización y otros fenómenos. Los equilibrios de fase y sus respectivos diagramas de fase en sistemas multicomponentes tienen aplicaciones importantes en química, geología y ciencia de los materiales. materiales. Por otra parte, los diagramas de fases son de gran importancia importancia pues apoyan, entre otros, estudios de solidificación, solidificación, microestructura, metalurgia física y el “diseño de nuevos materiales”.

TERMODINÁMICA Y DIAGRAMAS DE FASE Cada región del diagrama de fase en el cual el número de fases es constante (uno o dos) es llamada campo. Los campos monofásicos están marcados con los nombres de los elementos entre paréntesis, por ejemplo (Pb) - esto indica una fase rica en Pb (no Pb puro).

Dentro Dent ro de los los s is te tema mass pue puede denn exis tir una o má más fa fass es.

Diagrama de fase del agua. Se muestra como varía con la Presión . .

Termodinámicamente el diagrama de fase , es una representación gráfica de las fronteras entre diferentes estados de la materia de un sistema, en función de variables elegidas para facilitar su estudio.

TÉRMINOS TERMODINÁMICOS  



Componente: Pueden ser metales puros, elementos que componen a una aleación e incluso iones. Ejemplo: Latón tiene como componentes Cu – Zn. Solución Solida: Consiste en átomos de al menos dos elementos diferentes donde los átomos de SOLUTO ocupan intersticialmente o por sustitución p osiciones en la estructura del SOLVENTE SOLVENTE y la misma se mantiene. Límite de Solubilidad : Cantidad máxima de átomos de soluto que pueden ser disueltas en un solvente determinado. Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 1 1

UNIVERSIDAD NACIONAL JOSÉ FAUSTINO SÁNCHEZ CARRIÓN. FACULTAD INGENIERÍA QUÍMICA Y METALURGIA E.A.P. INGENIERÍA METALÚRGICA 

Variables de un Sistema : Incluye dos variables externas (Temperatura y Presión) con variables internas como la composición y el número de fases.

EQUILIBRIO DE UN SISTEMA TERMODINÁMICO En termodinámica termodinámica,, se dice que un sistema se encuentra en estado de equilibrio termodinámico , si es incapaz de experimentar espontáneamente algún cambio de estado o proceso termodinámico cuando está sometido a unas determinadas condiciones de contorno1 2 (las condiciones que le imponen sus alrededores). Para ello ha de encontrarse simultáneamente en equilibrio térmico, térmico, equilibrio mecánico y equilibrio y equilibrio químico. químico. S i s tema (parte del universo que se aísla para su estudio). S i s tema ais ai s lado lado: es aquél que no intercambia ni materia ni energía con los alrededores.  Ejem. Termos, una caja fuerte.  S i s tema c errado err ado: es aquél que intercambia energía ( calor y calor y trabajo trabajo ) pero ) pero no materia con los alrededores (su masa permanece constante). Un pirómetro. porque está cerrado herméticamente, el contenido de un pirómetro no varía jamás, pero sí reacciona de acuerdo a la temperatura que percibe, es decir, es sensible a la entrada de calor (energía).  S i s tema abierto abier to: es aquél que intercambia energía y materia con los alrededores. Un reactor nuclear . La electricidad generada en el reactor y que es conducida hacia el ambiente, es producto de la fisión del uranio (u otros elementos materiales) en una reacción atómica controlada que permite generar mucha energía calórica aprovechable, pero también muchos desechos tóxicos que deben ir a dar a algún lugar del entorno. S i s tema homog éneo si cualquier propiedad intensiva se mantiene constante a lo largo de  todo el sistema (la misma densidad y composición en todo punto del sistema). Si dos líquidos se mezclan, y no puedes distinguir uno del otro, porque lucen IGUAL, será un sistema Homogéneos, ejemplo agua y alcohol, metano y propano S i s tema heterog heter og éneo consta de una serie de partes con diferentes propiedades llamadas  fases. Ejemplo, disolución de NaCl en agua que encuentra en equilibrio con NaCl sólido. Este sistema presenta dos fases, la acuosa y la sólida. agua y aceite, agua y piedra, aceite y vinagre FASE: Se Se define como una porción del sistema cuyas propiedades y composición son homogéneas logrando así distinciones físicas de las otras partes del sistema

ESTUDIO DE LAS TRANSFORMACIONES DE FASE Fase / grupo de fases Una nueva FASE / GRUPO DE FASES La razón por la cual ocurren las transformaciones es debido a que el estado inicial es relativamente inestable comparado con el estado final.

ENERGIA LIBR LIBR E DE GIBBS G = H - TS Entalpia (H): Cantidad de energía que un sistema intercambia con su entorno. Entropía (S): Grado de desorden de un sistema, no definida como cantidad absoluta sino como diferencia entre un estado inicial y final; conviene definirla en términos de cambio en un sistema.

LA ENTROPÍA. Es una de las magnitudes más importantes de la termodinámica. Su definición y propiedades poseen importancia en mecánica estadística, teoría de la información,… Pero, aquí describiremos sólo su definición e interpretación en el marco de la Termodinámica clásica. Donde se  establece que: ∮  ≤      Quiere decir que la suma se efectúa sobre una curva que se cierra sobre sí ∮ =  Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 2 2

UNIVERSIDAD NACIONAL JOSÉ FAUSTINO SÁNCHEZ CARRIÓN. FACULTAD INGENIERÍA QUÍMICA Y METALURGIA E.A.P. INGENIERÍA METALÚRGICA 

Variables de un Sistema : Incluye dos variables externas (Temperatura y Presión) con variables internas como la composición y el número de fases.

EQUILIBRIO DE UN SISTEMA TERMODINÁMICO En termodinámica termodinámica,, se dice que un sistema se encuentra en estado de equilibrio termodinámico , si es incapaz de experimentar espontáneamente algún cambio de estado o proceso termodinámico cuando está sometido a unas determinadas condiciones de contorno1 2 (las condiciones que le imponen sus alrededores). Para ello ha de encontrarse simultáneamente en equilibrio térmico, térmico, equilibrio mecánico y equilibrio y equilibrio químico. químico. S i s tema (parte del universo que se aísla para su estudio). S i s tema ais ai s lado lado: es aquél que no intercambia ni materia ni energía con los alrededores.  Ejem. Termos, una caja fuerte.  S i s tema c errado err ado: es aquél que intercambia energía ( calor y calor y trabajo trabajo ) pero ) pero no materia con los alrededores (su masa permanece constante). Un pirómetro. porque está cerrado herméticamente, el contenido de un pirómetro no varía jamás, pero sí reacciona de acuerdo a la temperatura que percibe, es decir, es sensible a la entrada de calor (energía).  S i s tema abierto abier to: es aquél que intercambia energía y materia con los alrededores. Un reactor nuclear . La electricidad generada en el reactor y que es conducida hacia el ambiente, es producto de la fisión del uranio (u otros elementos materiales) en una reacción atómica controlada que permite generar mucha energía calórica aprovechable, pero también muchos desechos tóxicos que deben ir a dar a algún lugar del entorno. S i s tema homog éneo si cualquier propiedad intensiva se mantiene constante a lo largo de  todo el sistema (la misma densidad y composición en todo punto del sistema). Si dos líquidos se mezclan, y no puedes distinguir uno del otro, porque lucen IGUAL, será un sistema Homogéneos, ejemplo agua y alcohol, metano y propano S i s tema heterog heter og éneo consta de una serie de partes con diferentes propiedades llamadas  fases. Ejemplo, disolución de NaCl en agua que encuentra en equilibrio con NaCl sólido. Este sistema presenta dos fases, la acuosa y la sólida. agua y aceite, agua y piedra, aceite y vinagre FASE: Se Se define como una porción del sistema cuyas propiedades y composición son homogéneas logrando así distinciones físicas de las otras partes del sistema

ESTUDIO DE LAS TRANSFORMACIONES DE FASE Fase / grupo de fases Una nueva FASE / GRUPO DE FASES La razón por la cual ocurren las transformaciones es debido a que el estado inicial es relativamente inestable comparado con el estado final.

ENERGIA LIBR LIBR E DE GIBBS G = H - TS Entalpia (H): Cantidad de energía que un sistema intercambia con su entorno. Entropía (S): Grado de desorden de un sistema, no definida como cantidad absoluta sino como diferencia entre un estado inicial y final; conviene definirla en términos de cambio en un sistema.

LA ENTROPÍA. Es una de las magnitudes más importantes de la termodinámica. Su definición y propiedades poseen importancia en mecánica estadística, teoría de la información,… Pero, aquí describiremos sólo su definición e interpretación en el marco de la Termodinámica clásica. Donde se  establece que: ∮  ≤      Quiere decir que la suma se efectúa sobre una curva que se cierra sobre sí ∮ =  Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 2 2


misma  Representa la cantidad de calor diferencial que entra en el sistema desde un foco situado a la temperatura T. A lo largo de un ciclo habrá ocasiones en que su valor sea positivo y veces en que será negativo, según el sistema absorba o ceda calor. T . Es la temperatura del foco que cede el calor. No es la temperatura del sistema. Es más, para empezar la T° del sistema probablemente ni estará definida. En algunos puntos tendrá un valor y en otros será distinto. ≤  La desigualdad de Clausius no nos dice cuánto vale la integral, en general. Solo nos informa de su signo. Pero al hacerlo nos proporciona un criterio para clasificar los posibles procesos: Si la integral es negativa: el proceso es irreversible . Si la integral es nula: el proceso es reversible. tiv a: el proceso es imposible . Si la integral es pos i tiva   

Nota: las herramientas de la termodinámica sus aplicaciones y problemas que pueden resolverse en metalurgia es un gran proceso de transformación de minerales en materiales.

LA ENTALPIA. Si una transformación o reacción ocurre el calor que es absorbido dependerá de la energía interna del sistema.  H = E + PV , Donde:

E = Energí a Interna P = Presi ón V = Volumen

BAJAS TEMPERAURAS; FASES SOLIDAS ESTABLES ALTAS TEMPERATUAS; FASES LIQUIDAS Y GASES GASES ESTABLES S e dice dic e que un s is tema s e encuentra encu entra en equilibri equili bri o cuando s e encuentra encu entra en el estado es tado más establ es table. e. Dicho Di cho de otra manera manera que no pres enta deseos des eos de cambiar cambiar Un sistema cerrado con presión y temperatura constante estará en un equilibrio estable si presenta el valor MAS BAJO posible en la energía libre de Gibbs ΔG = 0

EQUILIBRIO ESTABLE Y METAESTABLE ESTABLE . Un sistema está en equilibrio termodinámico cuando está en equilibrio mecánico, térmico y químico. En los materiales es particularmente relevante el equilibrio químico, suponiendo que las otras condiciones de equilibrio se cumplen. Al analizar el equilibrio químico se debe tener en cuenta el efecto de los enlaces y la tendencia entrópica de los átomos a mezclarse (no sólo entre sí, sino que también con los defectos cristalinos). Cada efecto anterior puede expresarse como una energía: la energía interna E y la energía de mezcla TS, respectivamente. Ejemplo, al ir aumentado la T° de un sólido como el Cu, el desorden se va imponiendo sobre el efecto de los enlaces y así es como podemos pasar, bajo condiciones de equilibrio, desde, idealmente, un cristal perfecto (T = 0 K) a uno más imperfecto, y luego a un líquido y después a un vapor. , propiedad que exhibe un sistema con co n varios estados de equilibrio equilibrio,, cuando METAESTABILIDAD permanece en un estado de equilibrio débilmente estable durante un considerable período de tiempo. Pero, bajo la acción de perturbaciones externas (a veces no fácilmente detectables) dichos sistemas exhiben una evolución temporal hacia un estado de equilibrio fuertemente estable. Normalmente la metaestabilidad es debida a transfor maciones de estado lentas. Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 3 3


Ejem. Sistema metaestable fig. 1 con un estado débilmente estable (1), un estado inestable de transición (2) y un estado fuertemente estable (3). Ejemplo, a temperatura ambiente los diamantes son metaestables porque la transformación a su forma estable, el grafito, es extremadamente lenta. A mayores temperaturas, la tasa de transformación se incrementa y el diamante se convierte en grafito.

fig.1

fig.2

Fig ura 2. E s tados a) metaestable, b) ines table y c) es table, en un g ráfico energí a libre de G ibbs vers us una variable que caracteriza el avance del proces o.

La martensita es una fase metaestable que se utiliza en el control de la dureza de la mayoría de los aceros mediante las transformaciones martensíticas. Los estados de equilibrio estable y metaestable(s) corresponden a mínimos de la función G. El estado de equilibrio estable es el mínimo absoluto. Ejemplo de materiales clásicos de estructura metaestable corresponde al vidrio de ventanas (SiO 2 ), un material amorfo (esto es, con la estructura de un líquido sobreenfriado). Algunos ejemplos de materiales modernos metálicos de estructura metaestable son: materiales fabricados por aleado mecánico (incluso incorporando cerámicas) a temperaturas nominales próximas a la ambiente; aleaciones con memoria de forma (relacionados con la transformación martensítica); y aleaciones amorfas macizas, hoy obtenidas a velocidades de enfriamiento tan bajas como 1 Km/min, 1 Km/seg.

CRITERIO PARA LAS TRANSFORMACIONES DE FASE Cualquier transformación en la cual la energía libre decrezca es posible.

∆  =    <  Variables Intensivas ; Aquellas que NO dependen de la cantidad de materia. Temperatura, Presión, Densidad. Variables E xtens ivas ; Aquellas que SI dependen de la cantidad de materia. Volumen, Área, Peso, Entropía, Entalpia, Energía de Gibbs.

SISTEMAS DE UN SOLO COMPONENTE Un componente es el número de moléculas o especies atómicas que se encuentran presentes en una sustancia. Una sustancia de un solo componente está formado totalmente de una clase de átomos o moléculas. El entendimiento cuantitativo de las relaciones entre la T° la presión P, y el volumen V, de componentes puros proporcionan las bases para el entendimiento del comportamiento de fases de mezclas complejas. La fig. 3 es el diagrama de fase P -T para una sustancia pura (componente puro)

Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 4 4


La fig. 3. diagrama de fase P-T para una sustancia pura (sistema monocomponente)

DIAGRAMA DE FASES DE EQUILIBRIO P. T. DEL HIERRO PURO Se muestra en la fig.2.2 . Una diferencia fundamental de ese diagrama de fase es que tiene tres fases sólidas distintas y separadas: alfa (α) Fe, gamma ( ) Fe, y delta ( ) Fe. El hierro alfa y el hierro delta tienen estructuras cristalinas BCC. M ientras el hierro gamma tiene una estructura FCC . Los límites de fase en el estado sólido tienen las mismas propiedades que los límites de las fases líquida y sólida Bajo condiciones de equilibrio, el hierro alfa y gamma pueden existir a una temperatura de 910°C y 1 atmósfera de presión . Por encima de 910°C sólo existe la fase sencilla gamma, y por debajo de 910°C, sólo existe la fase sencilla alfa ( fig.2.2 ). Hay también tres puntos triples en el diagrama PT el hierro donde coexisten las tres fases diferentes: 1) líquido, vapor y Fe 2) vapor, Fe y Fe, y 3) vapor, Fe y αFe .



SOLUCIONES BINARIAS 

    = 

En los sistemas de un solo componente aquellas variables que pueden ser cambiadas son la presión y la temperatura así podemos apreciar como la energía de Gibbs se ve afectada por estas variables. En los sistemas donde la presión es constante (1 atm) la atención de los sistemas será con respecto a SU COMPOSICION y a la TEMPERATURA.

 =       

−

 =   ∆  =     =    ∆ =    ∆ =    ∆ = ∆ ∆

ANÁLISIS DE DIAGRAMA DE EQUILIBRIO SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO SÓLIDO Planteamiento Diagrama de equilibrio con solubilidad total en estado sólido Análisis enfriamiento componente puro Análisis enfriamiento aleación intermedia Consideraciones finales

PLATEAMIENTO. Cuando dos metales presentan mucha afinidad y gran similitud en cuanto a estructura, es posible que formen sistemas con solubilidad total en estado sólido. Si los dos componentes presentan estructuras similares, durante el proceso de solidificación, se adhieren indistintamente a los núcleos formados dando lugar a una disolución sólida que constituye una fase homogénea. Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 6 6


Gran interés industrial debido a la mejora de propiedades mecánicas de las aleaciones en relación a los metales puros. El estudio de los procesos de enfriamiento de diferentes aleaciones del sistema aporta gran cantidad de información para conocer las estructuras típicas de estos sistemas. DIAGRAMA DE EQUILIBRIO CON SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO SÓLIDO

ANALISIS ENFRIAMIENTO COMPONENTE PURO



ANÁLISIS ENFRIAMIENTO ALEACIÓN INTERMEDIA

CONSIDERACIONES FINALES Formación de soluciones sólidas es posible si existe gran similitud entre los componentes de la aleación. En la solidificación, se formarán en primer lugar núcleos del componente de mayor punto de fusión pero debido a la similitud estructural entre los componentes, estos núcleos crecen indistintamente con átomos de ambos. Las pequeñas diferencias entre tamaños es suficiente para provocar una ligera distorsión de red cristalina que es responsable del endurecimiento. El empleo de curvas de enfriamiento permite realizar un seguimiento preciso de los procesos que ocurren durante el enfriamiento.

ANÁLISIS DE DIAGARMAS DE EQUILIBRIO IDENTIFICACIÓN DE FASES Planteamiento del problema Identificación y caracterización de fases y componentes Consideraciones finales

PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 8 8


IDENTIFICACIÓN Y CARACTERIZACIÓN DE FASES Y COMPONENTES

IDENTIFICACIÓN Y CARACTERIZACIÓN DE FASES Y MICROCONSTITUYENTES



CONSIDERACIONES FINALES Identificación de características de componentes puros. Puntos de fusión y/o cambios alotrópicos. Identificación y características de las soluciones sólidas Campo de existencia Rangos de solubilidades Identificación y características de compuestos intermetálicos Naturaleza Composición Puntos de fusión Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 10 10


DETERMINACIÓN DE LA CANTIDAD DE FASES

La cantidad relativa, como fracción o como porcentaje, de las fases presentes en el equilibrio se puede calcular mediante los diagramas de fases. Las situaciones mono y bifásicas se deben tratar, de nuevo, separadamente. La solución es obvia en la región monofásica: porque sólo existe una fase. Es decir, la fracción es el 1,0 o el porcentaje es del 100%. En el ejemplo de la aleación de 60% en peso Ni y 40% en peso Cu a 1100°C (punto A de la Figura 9.2a) sólo existe la fase  y la aleación es 100% .

FIGURA 9.2 (b) diagrama de fases cobre – níquel

Si la coordenada composición-temperatura está localizada dentro de la región bifásica, el problema es más complejo. La recta de reparto se debe utilizar conjuntamente con un procedimiento denominado reg la de la palanca (o la regla de la palanca inversa) que se aplica como sigue: 1. A la T° de la aleación se traza un segmento de recta de reparto a través de la región bifásica. 2. La composición total de la aleación está localizada en el segmento de recta de reparto. 3. La fracción de una fase se calcula midiendo la longitud del segmento de la recta de reparto desde la composición de la aleación hasta el límite de la otra fase y dividiéndola por la longitud total del segmento de isoterma. 4. La fracción de la otra fase se determina del mismo modo. 5. Si interesan los porcentajes de fases, se multiplican por 100 las fracciones de fase. En la aleación 35% en peso Ni y 65% Cu, de la Figura 9.2b , a 1250°C, existen las fas es  y líquido . La dificultad radica en calcular la proporción de ambas. El segmento de recta de reparto se ha trazado para determinar las composiciones de las fases  y líquido. La composición global de la aleación está localizada en el punto C o de este segmento: las fracciones de las masas de las fases presentes están representadas por W L y W . La fracción W L se calcula mediante la regla de la palanca   = +

(9.1a)

o restando las composiciones

  = − − 

(9.1b)



En una aleación binaria la composición se especifica sólo para un componente. En el ejemplo anterior, el porcentaje en peso de níquel: C o = 35% en peso Ni,  = 43% en peso Ni y C L = 32% en peso Ni, y

 =

 = , 



De modo parecido para la fase ,

  = +   = − − 

(9.2a) (9.2b)



 =

 = , 

Se obtienen respuestas similares si las composiciones se expresan en porcentaje en peso de cobre. Es decir, si se conocen la temperatura y la composición y se ha alcanzado el equilibrio, la regla de las fases se emplea para determinar las cantidades relativas o fracciones de fases en las regiones bifásicas de aleaciones binarias. PROBLEMA

Deducir la regla de la palanca. SOLUCIÓN

Considerar el diagrama de fases del cobre-níquel (Figura 9.2b) .y la aleación de composición Co a 1250°C, donde  , C L,  y W L representan los parámetros ya citados. Esta deducción se fundamenta en dos expresiones de conservación de la masa. En primer lugar, tratándose de una aleación bifásica, la suma de las fracciones de las fases presentes debe ser la unidad,  + W L = 1 (9.3) En segundo lugar, las masas de los componentes (Cu y Ni) deben coincidir con la masa total de la aleación   + W L C L = C o (9.4) Las soluciones simultáneas de estas dos ecuaciones conducen a la expresión de la regla de la palanca para esta situación particular Ecuaciones 9.1b y 9.2b.

          =       =

. .

FIGURA 9.2 (b) diagrama de fases cobre – níquel



2017 II SEPARATA Nº 02 SOLUCIONES SÓLIDAS Y SOLUBILIDADES SEGREGACIONES DE APOYO CURSO DE

METALURGIA FÍSICA II FECHA

CONTENIDO

EQUILIBRIO ESTAB LE Y METAESTABLE . SEGR EGA CIÓN. TEMPERATURAS QUE DETERMINAN CAMBIOS DE FAS E 4.3. INFLUENCIA DE LA VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO EN LA SOLIDIFICACIÓN DE UNA ALEACIÓN CON SOLUBILIDAD TOTAL EN ES TADO SÓLIDO. 4.3.1 TEMPERA TURAS QUE DETER MINAN LOS CAMBIOS DE FA SE . 4.3.2. MICROESTRUCTURAS FORMADAS CUANDO EXISTE UNA VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO APRECIABLE. 4.3.3. EL FENOMENO DE SEGREGACION DENDRITICA. 4.3.4. EL EFECTO DENOMINADO "CORING". 4.3.5. CARACTER ÍSTICAS RES ISTENTES DE UNA ESTRUCTURA SEG RE GADA. INTERPR ETACIÓN DE LOS DIAGR AMAS DE FAS ES. TIPO II: S OLUB ILIDAD TOT AL A L E S TA DO L ÍQUIDO E I NS OLUB IL IDAD A L E S TA DO S ÓLIDO TIPO III: SOLUBILIDAD TOTAL AL ES TADO LÍQUIDO Y S OLUBILIDAD P AR CIAL AL E STADO SÓLIDO. SOLUCIÓN SÓLIDA: OBJ ETIVOS E N S OLUCIONE S S ÓLIDAS Y E QUIL IB R IO DE FA S E S. S OLUB ILIDAD IL IMITA DA . CASO E XTR E MO: L A I NMIS CI B IL IDAD. E NDUR E CIMIE NTO P OR S OLUCIÓN S ÓLI DA . CANTI DA D DE CA DA FA SE (R E G LA DE LA PALA NC A): S OLI DIFI CA CIÓN DE ALE ACI ONE S DE S OLUCI ÓN S ÓLIDA. TIPOS DE S OLUCIÓN SÓLIDA. DESARROLLO

EQUILIBRIO ESTABLE Y METAESTABLE Estable . Un sistema está en equilibrio termodinámico cuando está en equilibrio mecánico, térmico y químico. En los materiales es particularmente relevante el equilibrio químico, suponiendo que las otras condiciones de equilibrio se cumplen. Al analizar el equilibrio químico se debe tener en cuenta el efecto de los enlaces y la tendencia entrópica de los átomos a mezclarse (no sólo entre sí, sino que también con los defectos cristalinos). Cada efecto anterior puede expresarse como una energía: la energía interna E y la energía de mezcla TS, respectivamente. Ejemplo, al ir aumentado la T° de un sólido como el Cu, el desorden se va imponiendo sobre el efecto de los enlaces y así es como podemos pasar, bajo condiciones de equilibrio, desde, idealmente, un cristal perfecto (T = 0 K) a uno más imperfecto, y luego a un líquido y después a un vapor. Fase metaestable: equilibrio metaestable; normalmente, este equilibrio se puede aproximar usando sólo un procedimiento. Los metales líquidos y el agua subenfriada son ejemplos de fases metaestables. Ejm. Se puede obtener agua líquida subenfriada, que es una fase metaestable del agua, enfriando agua desde la T° ambiente hasta una T° inferior a la normal de congelación de - 0°C . Metaestabilidad: Propiedad de un sistema con varios estados de equilibrio, tiene que exhibir, durante un considerable espacio de tiempo, un estado de equilibrio débilmente estable. Pero, bajo la acción de perturbaciones externas (a veces no fácilmente detectables) dichos sistemas exhiben una evolución temporal hacia un estado de equilibrio fuertemente estable. Normalmente la

metaes tabilidad es debida a transformaciones de estado lentas.



Fig. 1 (a) 1. Un sistema metaestable con un estado débilmente estable (2), un estado inestable de transición (3) y un estado fuertemente estable.

Fig. 1 (b) Estados a) metaestable, b) inestable y c) estable, en un gráfico energía libre de Gibbs versus una variable que caracteriza el avance del proceso. Los estados de equilibrio estable y metaestable(s) corresponden a mínimos de la función G. El estado de equilibrio estable es el mínimo absoluto

Ejemplo materiales de estructura metaestable el vidrio de ventanas (SiO 2 ), un material amorfo (esto es, con la estructura de un líquido sobreenfriado). Ejemplos de materiales modernos metálicos de estructura metaestable son: materiales fabricados por aleado mecánico (incluso incorporando cerámicas) a temperaturas nominales próximas a la ambiente; aleaciones con memoria de forma (relacionados con la transformación martensítica); y aleaciones amorfas macizas, hoy obtenidas a velocidades de enfriamiento tan bajas como 1 K/s. Kelvin por segundo. C°/seg, C°/min. La martensita es una fase metaestable que se utiliza en el control de la dureza de la mayoría de los aceros mediante las transformaciones martensíticas. Ejemplo, a temperatura ambiente los diamantes son metaestables porque la transformación a su forma estable, el grafito, es extremadamente lenta. A mayores temperaturas, la tasa de transformación se incrementa y el diamante se convierte en grafito.

SEGREGACIÓN. TEMPERATURAS QUE DETERMINAN CAMBIOS DE FASE La segregación es particularmente importante con respecto a las impurezas. Todas las aleaciones contienen trazos de otros elementos y estas impurezas se disuelven más rápido en el estado líquido que sólido. Cuando las aleaciones se solidifican estas se concentran en los límites de grano.

fig. 2 EJEMPLO. El Azufre en el Acero que forma Sulfuro de hierro (FeS troilita o pirrotita) que es muy

quebradizo. Control de Calidad en las aleaciones controla las impurezas aleándolas con otro elemento para formar compuestos inofensivos Antes de que la SEGREGACION tome lugar. Para la MAYORIA de aceros al carbono se agrega MnFe (ferromanganeso) para formar Sulfuro de Manganeso durante la solidificación lo cual remueve todo el Azufre antes de que éste pueda ser una amenaza.

4.3. INFLUENCIA DE LA VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO EN LA SOLIDIFICACIÓN DE UNA ALEACIÓN CON SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO SÓLIDO Se realiza una experiencia tal como se ha indicado en el procedimiento operatorio, con velocidades de enfriamiento variables: a) lenta, 2ºC/min.; b) rápida, 100ºC/min, y c) rápida, 530ºC/min. Se obtuvieron los registros de temperaturas y micrografías de las figuras siguientes. La tabla 5.4 reúne los mismos datos pero desdoblándolos en la dureza observada en el interior y exterior del grano, dendrita e interdendrita, y describiendo el análisis químico en los granos en: Análisis medio del grano, Cm. Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 14 14


Análisis puntual en el centro del grano, Cpc. Análisis puntual en la parte exterior del grano, Cpe. Tabla 5.4. Resumen de datos registrados en la experiencia con velocidades de enfriamiento rápidas.

Figura 5.34. Microestructura de la aleación Ni-40%Cu, Ve= 100ºC/min. X 100.

Figura 5.35. Microestructura de la aleación Ni-40%Cu, Ve= 530ºC/h. X 100.

4.3.1 TEMPERATURAS QUE DETERMINAN LOS CAMBIOS DE FASE. Las temperaturas de cambio de fase, inicial, Tl, y final, Ts, están correlacionadas con la velocidad de enfriamiento. La figura 5.36 muestra esta correlación.

Figura 5.36. Correlación de las temperaturas de cambio de fase con la velocidad de enfriamiento.

Una justificación aceptable sobre la disminución de las temperaturas de inicio de solidificación fue dada para el caso de metal puro. Al igual que en el metal puro, el aumento de la velocidad de

enfriamiento aumenta el grado de subenfriamiento y permite disminuir el tamaño de grano resultante. En esta experiencia se observa, además, que la inercia térmica en el proceso de inicio de la solidificación se extrapola durante todo el proceso de solidificación hasta su consecución total. Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 15 15


4.3.2. MICROESTRUCTURAS FORMADAS CUANDO EXISTE UNA VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO APRECIABLE. La diferencia fundamental que se encuentra entre la microestructura obtenida en proceso reversible y aquellas otras conseguidas con una determinada velocidad de enfriamiento, consiste en que los espacios interdendríticos se hacen mayores con el aumento de la velocidad de enfriamiento, dando cabida a una u otra fase que rellena los espacios interdendríticos y que hace de matriz de unión de todas las dendritas. Podría pensarse que ambos granos, dendritas e interdendritas, corresponden a la misma fase como exigiría el cumplimiento del diagrama de equilibrio y así puede ser desde el punto de vista cristalográfico: El tipo de red de ambas fases puede ser el mismo. Pero, desde el punto de vista de comportamiento, características resistentes o eléctricas, columna HV, nos lleva a concluir que son dos fases diferenciadas. En efecto, la fase segregada tiene menor dureza, más ductilidad y es más rica en el componente de menor punto de fus ión . A este fenómeno causado por la velocidad de enfriamiento, que favorece la formación de una fase interdendrítica más plástica y menos resistente se denomina s eg reg ación dendrítica.

4.3.3. EL FENOMENO DE SEGREGACION DENDRITICA. Si estudiamos la cinética de enfriamiento de una aleación, con diagrama de solubilidad total en estado sólido, A(B) con el 30% del elemento B, figura 5.37, observamos que la solidificación empieza a la temperatura T1, formando una solución sólida de composición a1. En T2, el líquido está en L2 y la solución sólida que se forma ahora es de composición a2. Como la difusión es demasiado lenta para conservar el mismo ritmo que el crecimiento cristalino, no se tendrá suficiente tiempo para lograr uniformidad en el sólido, y la composición promedio estará entre a1 y a2, por ejemplo a2'. Conforme la temperatura desciende, la composición promedio de la solución sólida sigue una línea solidus fuera de equilibrio, desde a1 hasta a5', que se muestra punteada en la figura 5.37. Por otra parte, el líquido tiene esencialmente la composición dada por la línea liquidus, ya que la difusión es relativamente rápida en el líquido. En T3, la solución sólida promedio será de composición a3' en vez de a3.



Figura 5.37. Mecanismo de segregación dendrítica.

Bajo un enfriamiento en equilibrio, la solidificación debe completarse en T4, pero, como la composición promedio de la solución sólida, a4', no ha alcanzado la composición de la aleación, se tendrá un remanente del líquido. Al aplicar la regla de la palanca en T4, se tiene: % a4' = T4L4 / a4'L4 = 75% % L4 = T4 a4' / a4'L4 = 25% La solidificación continuará hasta que se alcance T5. A esta temperatura, la composición de la solución sólida a5' coincide con la composición de la aleación, y la solidificación es completa. El último líquido que se solidifica, L5, es más rico en B que el último líquido que se hubiera solidificado bajo condiciones de equilibrio. En resumen, el enfriamiento rápido, fuera de equilibrio, genera un intervalo mayor de

temperatura en el cual el líquido y el sólido están presentes al mismo tiempo. La última s olidificación ocurre a una temperatura más baja que la predicha por el diag rama de equilibrio. El último líquido en solidificarse tendrá una concentración mayor del metal que pres enta el menor punto de fus ión. Cuanto mayor s ea la rapidez de enfriamiento, más g randes s erán los efec tos mencionados . El diagrama de solidificación real muestra los cambios de fases desplazados a temperaturas inferiores y pseudofases, a', a", en estado sólido, diferenciadas en su composi ción, aunque no en la estructura. 4.3.4. EL EFECTO DENOMINADO "CORING". Se denomina "efecto coring" a la diferencia de concentración de los componentes en las sucesivas capas desde el núcleo hacia el exterior en un grano monofásico. En efecto, en las micrografías de las dendritas, figura 5.38 correspondiente a la aleación Zn-22%Al, se observa diferente coloración entre el núcleo y la corteza exterior, lo que corresponde a diferente composición. Este hecho se observa también en la composición química obtenida mediante la microsonda de análisis entre ambas zonas e incluso por mediciones de microdureza. Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 17 17


Figura 5.38. Micrografía MEB de la aleación 78Zn.22Al, X300. Detalle del efecto Coring.

Este efecto coring, observado, es consecuencia, precisamente, de la difusión cumplimentada y que se requiere para conseguir una única fase sin variaciones de composición en los granos como lo predice el diagrama de equilibrio. En efecto, el proceso explicado, de segregación dendrítica, ofrece la formación de un grano sobre la base de la adición de capas, a partir del embrión, de crecientes composiciones del metal de menor punto de fusión, por causa de la estabilidad química de las fases a cada temperatura. Un esquema representativo es el indicado en la figura 5.39.

Figura 5.39. Esquema de la formación del efecto coring

La homogeneización de la fase exige la difusión de: A desde el interior al exterior. B desde el exterior al interior. Si esta difusión no queda cumplimentada, el grano queda con composición heterogénea. E l

efecto coring hace el grano más rico en el núcleo de componente de mayor punto de fusión y en la corteza del de menor punto de fus ión.

4.3.5. CARACTERÍSTICAS RESISTENTES DE UNA ESTRUCTURA SEGREGADA. Es evidente que las propiedades de las estructuras segregadas dendríticas, no son muy adecuadas para los fines industriales. Supongamos una aleación con XA de A, que en condiciones de equilibrio le correspondería un límite elástico máximo Le. En proceso irreversible los granos quedan con una composición Xd < XA y los espacios interdendríticos con XI > XA, es decir, más rico del metal de menor punto de fusión. Por tanto, en las estructuras s egreg adas , las fronteras de

g rano pueden actuar como un plano de debilidad, ya que actúa con el efecto matri z, o ensamblador de los g ranos . Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 18 18


El límite elástico del conjunto está condicionado por el de la parte que hace de matriz, es decir, un límite elástico LeI inferior al esperado Le. En consecuencia, las estructuras s egreg adas s on causa de falta de uniformidad en lo que

s e refiere a las propiedades físicas y mecánicas , y, en alg unos cas os , un aumento de la s us ceptibilidad de la corros ión interg ranular, debido al ataque preferencial que ejercería un medio corrosivo. La estructura segregada tiene unas características mecánicas, Le, R, inferior a la estructura uniforme.

INTERPRETACIÓN DE LOS DIAGRAMAS DE FASES Conociendo la composición y la temperatura de equilibrio, los sistemas binarios suministran la siguiente información: (1) las fases presentes, (2) la composición de cada fase y (3) la fracción o porcentaje de cada fase. Ejemplo sistema Cobre – Níquel 



Un diagrama de fases muestra las fases y sus composiciones en cualquier combinación de temperatura y composición de la aleación. Se tienen 3 tipos de diagramas: Tipo I : Solubilidad total al estado sólido y liquido Tipo II : Solubilidad total al estado líquido e insolubilidad al estado sólido Tipo III : Solubilidad total al estado líquido y solubilidad parcial al estado sólido. • • •

TIPO II: SOLUBILIDAD TOTAL AL ESTADO LÍQUIDO E INSOLUBILIDAD AL ESTADO SÓLIDO Técnicamente no existe ningún par de metales que sean totalmente insolubles uno en otro. Pero, en algunos casos la solubilidad es tan limitada que prácticamente pueden considerarse como insolubles.

El punto de intersección de las líneas liquidus, se denomina punto eutéctico. La temperatura correspondiente a este punto, se llama temperatura de solidificación del eutéctico La composición 40%A -60%B, correspondiente a este punto, se conoce como composición eutéctica. Cuando el líquido de composición eutéctica se enfría lentamente hasta la temperatura eutéctica, la fase líquida se transforma simultáneamente en dos fases sólidas. Esta transformación se conoce como reacción eutéctica y se escribe: temperatur a eutéctica

Líquido

solído A  sólido B enfriamiento



a) Microestructura enfriamiento lento Aleación 1

Aleación 1: aleación eutéctica Aleación 2: aleación hipereutéctica Aleación 3: aleación hipoeutéctica

b) Microestructura enfriamiento lento Aleación 2

c) Microestructura enfriamiento lento Aleación 3

TIPO III: SOLUBILIDAD TOTAL AL ESTADO LÍQUIDO Y SOLUBILIDAD PARCIAL AL ESTADO SÓLIDO.



Solvus: líneas llamadas curvas de solubilidad, indican la solubilidad máxima (solución saturada) ) o de A en B (solución  ) en función de la temperatura. de B en A (solución  El punto E, como en el tipo II, es el punto eutéctico Reacción eutéctica: temperatur a eutéctica

Líquido

solución sólida   solución sólida  enfriamiento

a) Aleaciones de solución sólida

b) Aleaciones que rebasan el límite de solubilidad



SOLUCIÓN SÓLIDA: Material sólido en el cual los átomos o iones de los elementos que lo forman

están dispersos uniformemente, las propiedades mecánicas y otras más se controlan creando defectos puntuales. E jm. Átomos s ustitucionales o inters ticiales .

En los metales los defectos puntuales perturban el orden atómico del material cristalino, interfieren con el movimiento o deslizamiento de las dislocaciones , entonces los defectos

puntuales causan el endurecimiento por solución sólida. La introducción de elementos aleantes o impurezas durante el procesamiento cambia la composición del material e influye sobre su comportamiento de solidificación.



OBJETIVOS EN SOLUCIONES SÓLIDAS Y EQUILIBRIO DE FASES

1. Formación de soluciones sólidas. 2. Los efectos de la formación de soluciones solidas sobre las propiedades mecánicas de los materiales metálicas. 3. Las condiciones bajo las cuales se forman soluciones sólidas. 4. El desarrollo de algunas ideas básicas de los diagramas de fase. 5. El proceso de solidificación en aleaciones simples. Como sucede la solidificación de las aleaciones bajo las condiciones de equilibrio y fuera de equilibrio.

Solubilidad Ilimitada . Un vaso de agua (primera fase) y un vaso de alcohol (segunda fase), si se vierte el agua en alcohol y se agita sólo se produce una fase ver Fig. 3.7

Fig . 3.7

Fig . 3.8

El vaso contiene una solución de Agua y alcohol con propiedades y composición únicas, el agua y el alcohol son solubles entre sí. Muestran solubilidad ilimitada.

De igual manera si mezclamos cualquier cantidad de Cu y Ni líquidos, sólo se producirá una fase líquida. E s ta aleación líquida tiene la mis ma compos ición y propiedades en todos s us puntos , porque el Ni y C u tienen solubilidad líquida ilimitada. Fig . 3.8

CASO EXTREMO: La inmiscibilidad, No existe nada de solubilidad entre un material y otro Fig.3.11 Ejm., aceite y agua, aleaciones Cu-Pb, materiales fundidos, cerámicos sólidos y metales. Aunque los materiales no se disuelven uno dentro del otro, si pueden dispersarse uno en otro, Ejm, fases aceitosas y líquidos acuosos pueden mezclarse utilizando surfactantes para tomar emulsiones.

Fig.3.11 Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 23 23


ENDURECIMIENTO POR SOLUCIÓN SÓLIDA Es efecto importante de la formación de soluciones solidas de los materiales metálicos. Causa la mayor mayor res is tenci tencia a al al movimi movimient ento o de dis locaciones locaciones . Ejm., aleación Cu-Zn latón es más resistente que el Cu puro. La formación Fe3C. Au y Ag puros son extremadamente blando y maleables en joyería no conservarían su forma, es por eso que los joyeros agregan Cu al Au o A la Ag.

Fig Fi g .3.13 E fecto de varios varios elem element entos os alea leantes ntes s obre la res is tencia tencia del cobre cobre a la cedencia. cedencia. L os átomos tomos de Ni y de Zn Zn tienen más más o menos el mis mo tam tamaño año que los de cobre, cobr e, pero los átomos átomos de Be, B e, y de S n s on muy diferen di ferentes tes de d e los los átomos átomos de Cu. C u. A l aumentar aumentar la diferenc dif erencia ia de tama tamaños ños atómic atómicos os y la cantidad cantid ad de element elemento o aleant aleante. e. A umenta umenta el endureci endureci miento por s olución s ólida. ólida.

(1)) Una gran Grado de reforzamiento por solución sólida: Depende de 2 factores, (1 diferencia en los radios atómicos entre el solvente anfitrión y el soluto huésped o aleante, aumenta el efecto de reforzamiento una mayor diferencia de tamaños produce una mayor perturbación de la estructura cristalina inicial dificultando el deslizamiento. Fig.3.13. (2) Una mayor cantidad de elementos de aleación que se agregue producirá un mayor efecto de reforzamiento Fig.3.13 Una aleación de Cu con 20% de Ni es más resistente que una con 10% de Ni. LÍNEA DE ENLACE O ISOTERMA . Es una línea horizontal en una región de 2 fases, que se traza a la temperatura de interés. Diagrama de fase binario hipotético entre Fig.3.16 Diagrama dos elementos, A y B. Cuando una aleación está en una región de 2 fases, una línea de enlace a una T° de interés determina determina la composic compos ición ión de las las 2 fas es. es . E s to es una cons co ns ecuencia ecuenc ia de la reg r eg la de las fas fas es de Gi bbs.

Cantidad de cada fase (Regla de la palanca): Si nos interesa la cantidad relativa de cada fase presente en la aleación. Se expresa en % en peso. Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 24 24


Ejemplo: Calcular las cantidades de fase  y L a 1250°c en la aleación Cu – 40%Ni que se muestra en la figura 3.17

F ig .3.17 La L a línea línea de enla enlace ce a 1250°C 1250°C en el sis si s tema tema Cu-Ni Cu-N i para determinar determinar la cantidad cantidad de cada fase fas e Solución X = Fracción másica de la aleación que es sólido . Hay dos fases el resto del Ni debe estar en fase ( L ) la fracción másica de Ni en el L será 1-X . Considerando 100 gr., de aleación y ésta aleación consiste en 40 gr. Ni a todas las T°. A 1250 °C se puede plantear una ecuación que represente el balance de masa para el Ni. A esa T° tenemos x gr., de fase  (s), y 100(1-X) gr, de (L). Masa total de Ni en 100 gr de aleación = masa de Ni en (L) + masa de Ni en  . → 100 x (%Ni en aleación) = [(100)(1- x)] x)] (%Ni en L) + (100)[x](%Ni en α) →(%Ni en aleación) = (%Ni en L) (1- x) x) +(%Ni en α ) (x)

Multiplicando y reordenando,

=

%   ó ó  % %     %    % %   

De acuerdo con el diagrama de fases a 1250°C:

=

  = = ,  

Si convertimos la fracción a porcentaje de masa, la aleación contiene 62% de α y 38% de L, a

1250°C. Se observa que la concentración de Ni en la fase alfa (a 1250°C) es 45%, y en la fase L (a 1250°C) es 32%. Para calcular las cantidades de L y S. se forma una palanca con la línea de enlace con el punto de apoyo en la composición original de la aleación. En general la regla de la palanca se puede enunciar como:           =       í   SOLIDIFICACIÓN DE ALEACIONES DE SOLUCIÓN SÓLIDA

Cuando se funde y enfría una aleación como Cu-40%Ni, la solidificación requiere tanto nucleación como crecimiento. La nucleación heterogénea permite poco o ningún subenfriamiento, por lo que se inicia cuando el líquido llega a la T° liquidus. El diagrama de fases Fig.3.19, con una línea de enlace trazada a la T° liquidus, indica que el 1° sólido que se forma tiene una composición Cu-52%Ni.



Fig.3.19 Cambio de la estructura de una aleación de Cu con 40% de Ni durante su solidificación en

equilibrio, Se deben difundir los átomos de Ni y de Cu durante el enfriamiento para satisfacer el diagrama de fases y producir una estructura uniforme en equilibrio. Para el crecimiento del sólido 

deben cumplirse dos condiciones, 1º Que Que el crecimiento necesita eliminar el calor latente de fusión ( H ), cu ando se solidifica el líquido, líqui do, a través de la interfaz inter faz S-L. S -L. 2º. f f que se desprende cuando A diferencia de los metales puros, puro s, debe efectuarse la difusión para que las composiciones de las fases S y L sigan las curvas de solidus y liquidus durante el enfriamiento

Fig.3.20. Curva de enfriamiento de una aleación isomorfa durante su solidificación, se supone que las velocidades de enfriamiento son pequeñas y que permiten el establecimiento de equilibrio térmico, los cambios en la pendiente de la curva de enfriamiento marcan las T° liquidus solidus; en este caso, es para una aleación de Cu-40%Ni.

TIPOS DE SOLUCIÓN SÓLIDA. Es la fase cristalina única y homogénea que contiene dos o más especies químicas, se dividen en dos tipos: Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 26 26


E s un tipo de s is tema formado por átomos de dos o más clas es diferentes , homogéneamente dis tribuidos y que por ello cons tituyen una s ola fase . Cuando un metal sólido se disuelve en un segundo elemento metálico, la fase resultante se denomina s olución sólida. Este tipo de estructura se denomina s olución s ólida s us titucional. Si por el contrario, los átomos

del soluto son de pequeño tamaño pueden ocupar posiciones intersticiales (figura), dando lugar a una s olución sólida inters ticial.

a) INTERSTICIALES. Cuando el átomo de soluto es lo bastante pequeño para ocupar espacios abiertos entre átomos adyacentes en la estructura cristalina se forma una SOLUCION SOLIDA INTERSTICIAL. b) SUSTITUCIONAL. Es cuando los átomos del soluto se encuentran en alguno de los puntos reticulares del solvente, siendo la distribución al azar.

Solución sólida sustitucional : los átomos de B

Solución sólida intersticial: los átomos B ocupan

ocupan posiciones de la red A

posiciones intersticiales de la red A



Solución sólida intersticial: En las soluciones sólidas intersticiales , los átomos de soluto se sitúan en los intersticios que hay entre los átomos del cristal.



2017 II SEPARATA Nº 03 SISTEMAS EUTECTICOS BINARIOS DE APOYO CURSO DE

METALURGIA FÍSICA II

FECHA

CONTENIDO (264) 1. SISTEMAS EUTÉCTICOS BINARIOS 2. DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO CON FASES O COMPUESTOS INTERMEDIOS 3. REACCIONES EUTECTOIDE Y PERITÉCTICA 4. TRANSFORMACIONES DE FASES CONGRUENTES DESARROLLO

1. SISTEMAS EUTÉCTICOS BINARIOS Involucra una aleación binaria, el sistema Cu-Ag Conocido como diagrama de fases eutéctico binario. En primer lugar aparecen tres regiones monofásicas: α, β y líquido . La fase disolución sólida rica en cobre, tiene estructura cristalina FCC y plata como soluto. En la fase  , de estructura también FCC, el cobre actúa de soluto. El cobre y la plata puros se consideran fases    , respectivamente. La solubilidad de cada una de estas fases sólidas es limitada. A Tº s inferiores a la línea sólo una cantidad limitada de plata se disuelve en el cobre para formar la fase  y, de modo similar, sólo una cantidad limitada de cobre se disuelve en plata para constituir la fase . El límite de solubilidad de la fase  coincide con la línea CBA entre las regiones /   y /   ). Este aumenta con la temperatura hasta un máximo [7,9% en peso Ag a 780°C] en el punto B y decrece a cero a la temperatura de fusión del cobre puro, en el punto A (1085°C). A temperaturas inferiores a 780°C, la línea que separa la solubilidad de las regiones      se denomina El límite AB entre las regiones de fases      se denomina . En la fase  también existen las líneas solvus y solidus, y , respectivamente. La máxima solubilidad del cobre en fase  , punto (8,8% en peso de Cu), tiene lugar a 780°C. La línea horizontal paralela al eje de las composiciones, se extiende entre las posiciones de máxima solubilidad y se puede considerar como una línea solidus. Representa la menor temperatura en que una fase líquida puede estar en equilibrio con la aleación cobre-plata.

1085ºC

961.8ºC

Figura 9.6 Diagrama de fases cobre-plata. En segundo lugar, también aparecen tres regiones bifásicas en el sistema cobre-plata ( ):   ,       Las fases disoluciones sólidas    coexisten para cualquier composición y temperatura Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 29 29


del campo físico.    Las fases   í    í coexisten en sus respectivas regiones de fases. Las composiciones y las cantidades relativas de las fases se pueden determinar utilizando los segmentos de isoterma y la regla de la palanca. Si se agrega plata al cobre, la temperatura de fusión total de la aleación disminuye a lo largo de la línea liquidus ; es decir, la temperatura de fusión del cobre desciende al contener plata. Lo propio se puede decir de la plata: la introducción de cobre disminuye la temperatura de fusión completa a lo largo de la otra línea liquidus . Estas líneas liquidus se unen en el punto del diagrama de fases, por donde también pasa la isoterma . El punto se denomina un designado por la composición y la temperatura Para el sistema cobre-plata, los valores de y son 71,9% Ag y 780°C, respectivamente. Una aleación de composición experimenta una importante reacción al cambiar la temperatura a través de . Esta reacción se puede escribir

   

⃑   ( ) ⃖

.

Una fase líquida subenfriada se transforma en dos fases sólidas    a la temperatura T E ; la reacción opuesta ocurre al calentar. Se denomina (eutéctico equivale a facilidad de fusión) y y representan la composición y la temperatura eutécticas, respectivamente.    son las composiciones a de las fases    , respectivamente. Para el sistema cobre-plata, la se puede escribir:

⃑ , %    ,%   ,%  ⃖

La línea solidus horizontal a T E se denomina is oterma eutéctica. La reacción eutéctica en el subenfriamiento es similar a la de la solidificación de los componentes puros, en que la reacción llega a completarse a temperatura constante (isoterma) a T E . La solidificación de un eutéctico resulta siempre un producto bifásico, mientras que la de un componente puro origina una monofase. Los diagramas de fases similares al de la Figura 9.6, con una reacción eutéctica, s e denominan diag ramas de fases eutécticos . Los componentes que presentan este comportamiento constituyen un sistema eutéctico. En la construcción de diagramas de fases binarios hay que tener en cuenta que en un campo sólo pueden existir en equilibrio una o a lo sumo dos fases. Esta afirmación continúa siendo válida en el diagrama de la fig. 9.6. En los sistemas eutécticos pueden estar en equilibrio tres fases ,   í, pero sólo en los puntos de la isoterma eutéctica. Otra regla general es que las regiones monofásicas están separadas por regiones bifásicas, donde aparecen dos fases simples separadas. Ejemplo, el campo    está situado entre las regiones monofásicas    de la Fig ura 9.6.



Figura 9.7 Diagrama de fases plomo - estaño.

FIGURA 9.8 DIAGRAMA DE FASES PLOMO-ESTAÑO. EN LOS PROBLEMAS RESUELTOS 9.2 Y 9.3 SE CALCULAN LAS COMPOSICIONES DE LAS FASES Y SUS CANTIDADES RELATIVAS DE UNA ALEACIÓN 40%SN-60%PB A 150°C (PUNTO B).

Otro sistema eutéctico muy conocido es el sistema , cuyo diagrama de fases ( ) tiene una forma parecida a la del diagrama cobre-plata. En el sistema plomo-estaño las fases sólidas también se designan mediante   . En este caso  representa una disolución sólida de estaño en plomo y en la fase  el estaño es el disolvente y el plomo el soluto. El punto invariante eutéctico está localizado a 61,9% en peso de Sn y 183°C. Las composiciones de máxima solubilidad y las temperaturas de fusión de los componentes son distintas en los sistemas cobre-plata y plomo-estaño. Para algunas aplicaciones se utilizan aleaciones de composición parecida a la del eutéctico. Un ejemplo es la aleación utilizada para soldar 60-40, que contiene 60% en peso de Sn y 40% en peso de Pb. La indica que una aleación de esta composición funde totalmente a 185°C y resulta ser un material especialmente atractivo debido a la facilidad de fusión a baja tem peratura



Localizar el punto temperatura-composición en el diagrama de fases (punto B en la Figura 9.8). Puesto que se encuentra dentro de la región    , están presentes las fases   . (b) Debido a que coexisten dos fases, conviene dibujar una recta de reparto a través del campo  a 150°C, como indica la La composición de la fase  corresponde a la intersección de la recta de  reparto con el límite de fases solvus  hacia el 11%Sn-89%Pb, representado por  .  (a)

+

Análogamente para la fase  que tiene una composición aproximada de 99% Sn-l% Pb (  ).

PROBLEMA Para la aleación plomo-estaño del Problema Resuelto 14.2, calcular la cantidad relativa de cada fase presente en términos de fracción de masa y fracción de volumen. Suponer que las densidades de   son 11m 2 y 7,3 g/ cm 3 , respectivamente, SOLUCIÓN (a) Ya que se trata de una aleación bifásica, es necesario utilizar la regla de las fases. Si G representa la composición global de la aleación, la fracción de masa se puede calcular restando las composiciones de porcentaje en peso de estaño:

    = = ,          =  = = ,      =

Para calcular la fracción de volumen se empieza determinando el volumen de cada fase en alguna masa arbitraria de aleación, utilizando los resultados de la parte (a). Por ejemplo, 100 g de esta aleación están compuestos por 67 g de fase  y 33 g de . El volumen de cada fase -v(  ) o v(  ) — equivale a esta masa dividida por su densidad. (b)



 , / 



 , /

= , 

Y

Finalmente, la fracción de volumen de cada fase volumen total de la aleación,

= ,    y  es

igual al volumen dividido por el

 ,    = = = ,    ,    ,    ,    = = = ,    ,    ,   Nota: Cuando las densidades de cada fase de una aleación bifásica difieren notablemente entre sí, las fracciones Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 32 32


de masa y de volumen pueden llegar a ser muy dispares, como se puede verificar comparando los resultados de las partes (a) y (b). Las fracciones de volumen de fase son de mayor importancia que las fracciones de masa, ya que se pueden determinar por observación de la microestructura. Además, las propiedades mecánicas de una aleación se pueden estimar en función de las fracciones de volumen de fase. Desarrollo de microestructuras en aleaciones eutécticas Al enfriar lentamente una aleación a partir del sistema binario eutéctico se generan varios tipos diferentes de microestructuras, dependiendo de la composición. Estas posibilidades se consideran en el diagrama de la . El primer caso es para un tramo de composición comprendido entre un componente puro y la máxima solubilidad sólida para este componente a temperatura ambiente (20°C). En el sistema plomo-estaño se refiere a aleaciones ricas en plomo que contienen entre O y 2% en peso de en la fase disolución sólida  y también esencialmente estaño puro, puesto que la solubilidad del plomo en estaño (  ) es despreciable a temperatura ambiente. Por ejemplo, si se considera la aleación de composición , el enfriamiento lento a partir de la región líquida a unos 350°C equivale a bajar siguiendo la línea vertical de la figura. La aleación de composición permanece totalmente líquida hasta cruzar la línea liquidus a unos 330°C, donde empieza a formarse fase  sólida. Al pasar a través de la región de fases    , la solidificación transcurre como en la aleación cobre-níquel descrita en la sección precedente; esto es, con el enfriamiento continuo se forma más sólido . Las composiciones de las fases líquida y sólida son distintas, ya que siguen los límites de fase , respectivamente. La solidificación termina cuando la línea llega a la línea solidus. La aleación resultante es policristalina con composición uniforme C 1 y no experimenta cambios al enfriar hasta temperatura ambiente. La microestructura es la esquematizada en el punto c de la Figura 9.9.



El segundo caso a considerar es el tramo de composiciones que comprende el límite de solubilidad a temperatura ambiente y la solubilidad sólida máxima a la temperatura del eutéctico. En el sistema plomo- estaño (Figura 9.7), esta composición se extiende desde un 2% en peso de Sn hasta 19,2% en peso de Sn, para una aleación rica en plomo, y desde 97,5% en peso de Sn al estaño prácticamente puro, para una aleación rica en estaño. Al estudiar el enfriamiento de una aleación de composición C 2 y descender por la línea vertical xx' de la Figura 9.10, antes de la intersección de esta línea con la línea solvus ocurren cambios parecidos al caso anterior, al pasar por las regiones de fases, como indican los esquemas de los puntos y La microestructura del punto encima de la línea solvus, consiste en granos a de composición Cruzando la línea solvus, la solubilidad del sólido  disminuye y el resultado es la formación de pequeñas partículas de fase  indicado en el punto . Al continuar enfriando crece el tamaño de estas partículas porque la fracción de masa de la fase  aumenta ligeramente al disminuir la Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 34 34


temperatura.

El tercer caso implica la solidificación de la composición eutéctica, 61,9% en peso de Sn (C 3 en la Figura 9.11). Una aleación líquida de esta composición se enfría desde 250°C siguiendo la vertical yy' de la Figura 9.11. Al bajar la temperatura no se aprecian cambios hasta llegar a la temperatura del eutéctico de 183°C. Al cruzar la isoterma del eutéctico el líquido se transforma en las fases   . Esta transformación se puede representar por la reacción L (61,9 % en peso Sn) → (19,2 %en pes o S n) (97,5 %en pes o S n) (9.6)

Donde  y  son las composiciones dictadas por los extremos de la isoterma eutéctica. Durante esta transformación debe producirse una redistribución de los componentes plomo y estaño, ya que las fases  y  tienen distinta composición y ninguna coincide con la del líquido. Esta composición va acompañada por difusión atómica.





La microestructura resultante consiste en capas alternadas (a veces llamadas láminas) de las fases  y  , formadas simultáneamente durante la transformación. Esta microestructura, esquematizada en el punto i de la se llama y es característica de esta reacción. Una fotomicrografía de Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 35 35


la estructura del eutéctico se reproduce en la Las fases  y  aparecen en capas alternas porque esta configuración necesita que la difusión atómica ocurra sólo en distancias relativamente cortas. Por consiguiente, el enfriamiento de la aleación desde justo por debajo de la temperatura eutéctica hasta temperatura ambiente sólo origina un mínimo de cambios microestructurales. El cuarto y último caso microestructural para este sistema incluye todas las composiciones excepto la eutéctica que, al enfriar, cruzan la isoterma eutéctica. Considérese, por ejemplo, la composición C 4 de la , situada a la izquierda del eutéctico. Al disminuir la temperatura se desciende por la recta de la aleación 2 empezando en el punto a.









La fotomicrografía de la muestra la  primaria y la  eutéctica de la aleación plomo-estaño. En relación con la microestructura, a veces conviene utilizar el término esto es, un elemento de la microestructura con una estructura característica e identificable. Se pueden calcular las cantidades relativas de los microconstituyentes  primario y eutéctico. Ya que el microconstituyente eutéctico siempre se forma a partir del líquido que tiene la composición del eutéctico, se puede considerar que este constituyente posee una composición del 61,9% en peso de Sn. Por lo tanto, se aplica la regla de la palanca utilizando la recta de reparto entre el límite de fase  - (  +  ) (19.2%Sn) y la composición del eutéctico. Por ejemplo, al considerar la aleación de composición  de la la fracción del microconstituyente eutéctico coincide con la fracción del líquido de partida:

 =  =

 

  ,   , = = , , , Además, la fracción de  primaria, transformación eutéctica:

 coincide  =

=

,− ,−,

=

,− ,

con la fracción de fase

 existente

 



 .


antes de la


Las fracciones de  total,  (eutéctica y primaria) y de  total,  se determinan utilizando la regla de la palanca y la recta de reparto extendida enteramente a lo largo del campo   . De nuevo, la aleación de composición



.

  =   ,   ,   = = ,, ,

,

  =  ′ ′   , ,  = =  ,, , Las aleaciones situadas a la derecha del eutéctico (p.ej., entre 61,9 y 97,5% en peso de Sn) experimentan transformaciones análogas y resultan microestructuras parecidas. Sin embargo, por debajo de la temperatura eutéctica, la microestructura consta de los microconstituyentes eutécticos y  primario porque al enfriar a partir del líquido se cruza el campo  . En el caso 4, representado en la , cuando no se alcanzan las condiciones de equilibrio al pasar a través de la región  o (  , la microestructura que aparece después de cruzar la isoterma eutéctica presenta las siguientes singularidades: los granos del microconstituyente primario tienen segregaciones y la fracción del microconstituyente eutéctico formada es mayor que en la condición de equilibrio. 2. DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO CON FASES O COMPUESTOS INTERMEDIOS Existen sistemas de aleaciones binarias son más complejos. Los diagramas de fases eutécticos Cu-Ag y Pb- Sn ( ) sólo tienen dos fases sólidas,    , a veces denominadas porque existen en tramos de composiciones próximas a las concentraciones extremas del diagrama de fases. En otros sistemas de aleación, se forman (o fases intermedias), además de las de los dos extremos de las composiciones. Este es el caso del sistema , cuyo diagrama de fases ( ) contiene varios puntos invariantes y reacciones similares a la eutéctica, que aún no han sido tratados. En este diagrama existen seis diferentes disoluciones sólidas: dos terminales    y cuatro intermedias ,,    . La fase  se denomina disolución sólida ordenada, puesto que los átomos de cobre y de zinc se colocan en posiciones específicas de la celdilla unitaria. Algunos límites de fase se han marcado con líneas de trazos, en el extremo inferior de la , para indicar que su posición no está exactamente determinada. La razón de esta imprecisión a baja temperatura se debe a que las velocidades de difusión son muy lentas y los tiempos necesarios para alcanzar las condiciones de equilibrio, a baja temperatura, son extraordinariamente largos. De nuevo, en el diagrama de equilibrio aparecen regiones mono y bifásicas y se utiliza la regla de la palanca, discutida en la para calcular las composiciones y las cantidades relativas de las fases. El latón comercial es una aleación rica en cobre; por ejemplo, el latón de cartuchería tiene una composición del 70% Cu y 30% Zn y una microestructura  monofásica.



En los diagramas de fases de algunos sistemas, más que disoluciones sólidas se forman compuestos intermedios discretos, compuestos que tienen distintas fórmulas químicas; en los sistemas metal-metal, se llaman Por ejemplo, en el sistema magnesio-plomo ( ), el compuesto tiene una composición de 19% en peso Mg y 81% en peso Pb (33% atómico Pb) y en el diagrama está representado por una línea vertical, más que por una región de fase de superficie finita; por tanto, el Mg 2P b sólo puede existir a esa composición particular. En el sistema destacan otras características. En primer lugar, el compuesto Mg 2P b funde a 550°C, como indica el punto M de la El intervalo relativamente grande de composiciones de la fase  indica la buena solubilidad del plomo en magnesio. En segundo lugar, la solubilidad del magnesio en plomo es extremadamente limitada, ya que es evidente la estrechez del campo  de la disolución sólida terminal en la región del diagrama rica en plomo. Finalmente, este diagrama de fases se puede interpretar como la unión de dos diagramas eutécticos simples, el sistema Mg-Mg 2P b y el sistema Mg 2P b-Pb; en ambos, el compuesto Mg 2P b se considera realmente como un componente. La división de diagramas de fases complejos en unidades más pequeñas puede simplificar y facilitar su interpretación.



Figura 9.16 Diagrama de fases magnesio-plomo. 3. REACCIONES EUTECTOIDE Y PERITÉCTICA Algunos sistemas de aleaciones, además del eutéctico, tienen otros puntos invariantes que implican tres fases diferentes. Un ejemplo es el sistema cobre-zinc ( ) a 558°C y 75% Zn-25%Cu (en peso). Una porción de este diagrama se ha ampliado en la . Al enfriar, la disolución sólida  se transforma en dos fases sólidas (  y  ) según la reacción

⃑

  ⃖   

La reacción inversa ocurre calentando. Esta se denomina y el punto invariante (punto E de la Figura 9.17) y la línea de reparto horizontal a 558°C se denominan respectivamente. El se distingue del porque en el primero una fase sólida se transforma en dos fases sólidas, mientras que en el segundo es una fase líquida la que se transforma en dos sólidas a una temperatura determinada. En el sistema hierro-carbono (Sección 9.13) ocurre una reacción eutectoide muy importante para el tratamiento térmico de los aceros. La es otra reacción invariante que implica tres fases en equilibrio. En esta reacción, el calentamiento de una fase sólida la transforma en una fase sólida y en una fase líquida. En el sistema cobre-zinc existe un peritéctico ( ) a 598°C y 78% Zn-21,4% Cu. La reacción peritéctica es la siguiente:



⃑  ⃖ 

La fase sólida estable por debajo de la temperatura peritéctica puede ser una disolución sólida intermedia (p.ej.,  en la reacción 9.12) o una disolución sólida terminal, como el peritéctico que existe a 97% Zn y 425°C, cuando la fase se transforma, por calentamiento, en las fases  y líquido. En el sistema Cu-Zn hay otros tres peritécticos, cuyas reacciones representan la transformación, por calentamiento, de las disoluciones sólidas intermedias , ,   4. TRANSFORMACIONES DE FASES CONGRUENTES Las transformaciones de fases transcurren con o sin cambio de composición. Las transformaciones de fases que no alteran la composición se denominan Por el contrario, en una se produce un cambio en la composición. Ejemplos de transformaciones congruentes son las transformaciones alotrópicas y la fusión de materiales puros. Las reacciones eutécticas y eutectoides, así como las fusiones de las aleaciones isomórficas, representan transformacio- Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 40 40


nes incongruentes.

Composición (%en peso Ti) Figura 9.18 Porción del diagrama de fases níquel -titani o, mostrando un punto de fusión congruente para la fase dis olución s ólida  a 1312°C y 44,9% en peso Ti.

A menudo las fases intermedias se clasifican en base a la congruencia o incongruencia de la fusión. El compuesto intermetálico Mg 2P b funde congruentemente en el punto M del diagrama de fases magnesio- plomo de la . También en el sistema níquel-titanio, , hay un punto de fusión congruente de la disolución sólida que corresponde al punto de tangencia de las líneas a 1312°C y 44,9% en peso de Ti. Además, la reacción peritéctica es un ejemplo de fusión incongruente de una fase intermedia.



2017 II SEPARATA N° 04 REGLA DE FASES DE GIBBS EN APOYO CURSO METALURGIA FÍSICA II FECHA. CONTENIDO (279) 9.12 LA REGLA DE LAS FASES DE GIBBS EL SISTEMA HIERRO-CARBONO 9.13 DIAGRAMA DE FASES HIERRO-CARBURO DE HIERRO (F e -F e 3 C) 9.14 DESARROLLO DE MICROESTRUCTURAS EN ALEACIONES HIERRO-CARBONO 9.15 INFLUENCIA DE OTROS ELEMENTOS DE ALEACIÓN DESARROLLO

1.12 LA REGLA DE LAS FASES DE GIBBS La construcción y condiciones del equilibrio de los diagramas de fases se rigen por las leyes termodinámicas. por el físico Willard Gibbs. ( se expresa por la ecuación:

P+F = C+N . variables controlables, T° P y composición p.ej., temperatura y presión

Aplicando la regla de fases en un diagrama de fases La presión es constante (1 atm), → el pará metro la Ecuación toma la forma:

Figura: 9.6 T° - Composición, sistema , . : la T° va ser la variable no composicional entonces

Al considerar un campo monofásico del diagrama de fases (p.ej.,   y regiones líquidas), porque sólo existe una fase, P = 1 y Este 2 significa que para describir completamente las características de una aleación que exista en el campo de una de estas fases se deben especificar dos parámetros: . Estos parámetros se localizan horizontal y verticalmente la aleación en el diagrama de fases. En las situaciones donde coexisten dos fases, por ejemplo, las regiones de fases , y de la , la regla de las fases estipula que tenemos un solo grado de libertad. F = 3 — P F = 3 — 1 = 2 Es necesario especificar la o la ( ) de una de las fases para definir completamente el sistema. , , especificando la temperatura para la región de fases de composiciones ( y ) vienen determinadas por los extremos de la recta de reparto trazada a través del Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 42 42


campo a . Este tratamiento sólo indica la naturaleza de las fases y no las cantidades relativas. Esto quiere decir que la composición total de la aleación está situada a lo largo de la línea de reparto trazada a y entre las composiciones y de las fases y l Composición (%en peso Ag) Figura 9.19 Diagrama de fases Cu-Ag con la región en cobre ampliada, donde se aplica la regla de las fases de Gibbs y se demuestra la coexistencia de dos fases (p.ej., α y L). Se ha dibujado la recta de reparto a la temperatura T 1 y se obtienen las composiciones de las fases en equilibrio (C α y C L ).

Un D.F. muestra las fases y sus composiciones en cualquier T° y composición de la aleación. Si en un material están presentes sólo 2 elementos o 2 compuestos, se traza un D.F. Binario. Los D.F. isomorfo binario se encuentran en sistemas metálicos y cerámicos. En los Sistemas isomorfos Cu-Ni y NiO-MgO ( ) sólo se forma una fase sólida, los 2 componentes en el sistema muestran una solubilidad sólida completa.

(fig.9.10 a y b)

Según los D.F. de los sistemas es posible tener D.F. que muestran un punto mínimo o máximo. Respectivamente ( ). La escala del eje X representa el % mol o % peso de uno de los componentes. También se grafica en % atómico o fracción mol de uno de los componentes. El diagrama se puede graficar como Un D.F. ternario está constituido por tres componentes. Un , (Diagrama que representa el equilibrio de fases entre ). Representan los equilibrios entre 3 o más componentes usando 2 compuestos existen sistemas cerámicos y metálicos. TEMPERATURA LIQUIDUS O DE LÍQUIDO Es aquella arriba de la cual un material es totalmente líquido ( La aleación líquida para colar debe ser calentada arriba de la T° de líquido, y solidifica cuando la T° baja hasta la T° de líquido. la aleación Cu-40%Ni ( la T° de líquido es de 1280°C. Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 43 43


TEMPERATURA SOLIDUS O DE SÓLIDO. En la aleación Cu-Ni es aquella por debajo de la cual esa aleación

es 100% sólida. La curva inferior composiciones.

representa la T° de sólido para aleaciones Cu-Ni de distintas

Al usar aleaciones Cu – Ni a alta T°, tener cuidado en que la T° de servicio sea menor que la del sólido. Para que no haya fusión. Para la aleación Cu-40%Ni de la ( ) la T° del sólido es de 1240°C. Las aleaciones Cu-Ni se funden y solidifican dentro de un intervalo de T°s., entre las de L. y S. La diferencia de T°s., entre la de L y S. es el INTERVALO DE SOLIDIFICACIÓN de la aleación. Dentro de ese intervalo coexisten 2 fases L y S. El sólido, es una solución de átomos de Cu y Ni, llamado Para la aleación Cu - 40%Ni (fase α) en la ( ) el intervalo de congelación es de Los metales puros se solidifican a una T° fija, es decir el intervalo de solidificación es cero. FASES PRESENTES. Es interesante saber ¿qué fases están presentes en una aleación a determinada T°? Al hacer una pieza colada el metal debe estar líquido al principio, al hacer un TT. Al componente de aleación, debemos asegurarnos que no se forme líquido durante el proceso. Las distintas fases sólidas tienen distintas propiedades. Ejemplo. Fe α BCC es magnética, pero el Fe γ FCC no lo es. La fase tetragonal del Titanato de bario (BaTiO 3 ) es ferroeléctrica, pero la fase cúbica del BaTiO 3 no lo es. Por tanto un diagrama de fases es importante para el desarrollo de la microestructura nos informa los principios termodinámicos, determinado por el rango de composición, muestra las fases presentes en condición de equilibrio. La composición de las fases sobre un rango de T°s. y Ps. No se tiene en cuenta el efecto de la P sobre el equilibrio termodinámico de las fases presentes porque lo hacemos con fases condensadas (S o L) en sistemas a P atmosférica. Las leyes termodinámicas nos indican que debe suceder. Si existen varias fases en equilibrio en un sistema la P y la T° en todas las fases deben ser iguales. La composición de cada fase debe ser uniforme porque de lo contrario la E. L. molar en cada fase no sería constante. En la industria, tecnológicamente no queremos formar fases en equilibrio. Ejemplo en la formación del vidrio de silicato, lo que deseamos obtener es un vidrio amorfo y no una forma de Sílice cristalina. En metalurgia al endurecer los aceros templándolos desde una T° el endurecimiento se debe a la formación de fases fuera de equilibrio. En estos casos los diagramas de fase no proporcionan toda la información necesaria, entonces es necesario usar un diagrama especial que tenga en cuenta el efecto del tiempo (cinética) sobre la transformación de fases. En los sistemas binarios con tres fases presentes no hay ningún grado de libertad, porque. Esto significa que las composiciones de las tres fases presentes están definidas, así como la temperatura. Esta condición se encuentra en la isoterma eutéctica de un sistema eutéctico; en el sistema ( ) es el segmento horizontal extendido entre los puntos y . A la T° de 780°C, los puntos en que los Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 44 44


campos de las fases y tocan esta isoterma indican las composiciones de las fases en equilibrio: la composición de la fase está fijada a 7,9% en peso de Ag, la fase líquida a 71,9% en peso de Ag y la fase a 91,2% en peso de Ag. De este modo, las tres fases en equilibrio no están representadas por un campo de fases sino por una única línea isoterma horizontal. Además, las tres fases están en equilibrio en un tramo de composiciones trazado a lo largo de la isoterma eutéctica. para el sistema Cu-Ag - a 780°C, la composición está comprendida entre 7,9 y 91,2% en peso Ag. La regla de las fases de Gibbs se utiliza, también, para analizar condiciones de no equilibrio. una aleación binaria que presenta en un tramo de temperaturas tres fases, estas no están en equilibrio. Las tres fases sólo pueden estar en equilibrio a una temperatura determinada. EL SISTEMA HIERRO-CARBONO Es un sistema de aleación binaria muy importante el Hierro-Carbono. Comprende Aceros y fundiciones, son materiales estructurales primarios en todas las culturas tecnológicamente avanzadas. 1.13 DIAGRAMA DE FASES HIERRO-CARBURO DE HIERRO (Fe-Fe 3 C)

La representa una parte del diagrama de fases Fe -C. El hierro puro, al calentarse, experimenta dos cambios de la estructura cristalina antes de fundir. A T° ambiente la forma estable se llama o y tiene la estructura BCC. La ferrita experimenta a 912°C una transformación polimórfica a FCC o La austenita persiste hasta 1394°C, T° a la que la austenita vuelve a convertirse en una fase BCC conocida como , que funde a 1538°C. Todos estos cambios aparecen a lo largo del eje vertical izquierdo del diagrama de fases.

Figura 9.20 Diagrama de fases hierro-carburo de hierro.

El eje de composición de la sólo llega hasta 6,70% en peso de C, concentración que coincide con la del compuesto intermedio carburo de hierro o ( ), representado por una línea vertical en el diagrama de fases. Así, el sistema hierro-carbono se puede dividir en dos partes: una parte rica en hierro, que coincide con la mostrada en el y otra parte (no mostrada) de composición comprendida entre 6,70 y 100% C ( ). Prácticamente todos los aceros y fundiciones tienen porcentajes de carbono inferiores a 6,70% C; por lo tanto, sólo se considera la parte rica en hierro del sistema hierro-carburo de hierro. muestra, propiamente, el diagrama porque el Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 45 45


Fe 3C se considera un componente. La convención y la conveniencia imponen expresar la concentración en " C" en lugar del "% Fe 3 C"; 6,70% en peso C corresponde al 100% en peso de Fe 3C .

Figura 9.21 Fotomicrografías de (a) ferrita ( x 90) y (b) austenita ( x 325). El carbono es un soluto intersticial en el hierro y forma disoluciones sólidas con la ferrita con la ferrita y con la austenita de la Figura 9.20. En la ferrita BCC sólo son solubles muy pequeñas concentraciones de carbono; la solubilidad máxima es de 0,022% en peso y corresponde a 727°C. Esta pequeña solubilidad se explica teniendo en cuenta la forma y el tamaño de las posiciones intersticiales de la estructura BCC, que dificultan la acomodación de los átomos de carbono. Aunque presente en muy baja proporción, el carbono ejerce gran influencia en las propiedades mecánicas de la ferrita. Esta fase Fe – C es relativamente blanda, magnética por debajo de los 768°C y tiene una densidad de 7,88 g/cm 3 . es una fotomicrografía de la . La austenita, o fase del hierro, cuando está aleado con carbono, no es estable por debajo de los 727°C, como indica la Figura 9.20. La máxima solubilidad del carbono en austenita es 2,11% en peso a 1148°C. Esta solubilidad es aproximadamente 100 veces superior que la máxima para la ferrita BCC, porque las posiciones intersticiales de la estructura FCC ti enen la forma adecuada para que al llenarse de átomos de carbono la deformación impuesta a los átomos de hierro vecinos sea mucho menor. Las transformaciones de fases de la austenita son muy importantes en los tratamientos térmicos de los aceros, como demuestra la discusión siguiente. De paso es conveniente citar que la austenita es no magnética. La muestra una fotomicrografía de la fase austenita. es como la ferrita α , y sólo se diferencian en el tramo de temperaturas en el cual existen. La Teniendo en cuenta que la sólo es estable a altas temperaturas, actualmente ya tiene importancia técnica. Se forma cementita ( ) cuando se excede el límite de solubilidad del carbono en ferrita por debajo de 727°C, (la composición está comprendida en la región de fases ). La Figura 9.20 indica que la cementita también coexiste con la fase entre 727 y 1148°C. La cementita, desde el punto de vista mecánico, es dura y frágil, y su presencia aumenta considerablemente la resistencia de algunos aceros. Estrictamente hablando, la cementita es sólo metaestable; esto es, permanece como compuesto a temperatura ambiente indefinidamente. Pero si se calienta entre 650 y 700°C durante varios años, cambia gradualmente o se transforma en hierro α y carbono, en forma de grafito, que permanece al enfriar hasta temperatura ambiente. Es decir, el diagrama de fases de la Figura 9.20 no está verdaderamente en equilibrio porque la cementita no es un compuesto estable. Sin embargo, teniendo en cuenta que la velocidad de descomposición de la cementita es extraordinariamente lenta, en la práctica Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 46 46


todo el carbono del acero aparece como Fe 3C en lugar de grafito y el diagrama de fases hierro-carburo de hierro es, en la práctica, válido. La adición de silicio a la fundición acelera gradualmente la reacción de descomposición de la cementita para formar grafito. En la Figura 9.20, correspondiente al sistema hierro-carburo de hierro, se observan regiones bifásicas y un eutéctico a 4,30% en peso de C y 1148°C. La reacción eutéctica,



⃑       ,% ⃖

.

Implica solidificación del líquido para generar las fases austenita y cementita. El posterior enfriamiento hasta temperatura ambiente produce cambios de fases adicionales. Se aprecia la existencia de un punto invariante a la composición de 0,77% en peso y a la temperatura de 727°C. Esta reacción eutectoide se puede representar por

,% → ,%  ,% .  se transforma en hierro  y  . Los cambios de fases descritos por la

o, enfriando, la fase sólida , referidos a las transformaciones de fases del eutectoide, son fundamentales para los tratamientos térmicos del acero, como se discute seguidamente. Las aleaciones denominadas férreas tienen al hierro como principal componente, aunque pueden contener carbono y otros elementos de aleación. La clasificación de las aleaciones férreas según el contenido de carbono comprende tres grupos: hierro, acero y fundición. El hierro puro contiene menos de 0,008% en peso de C y, en el diagrama de equilibrio, comprende la fase ferrita a temperatura ambiente. Las aleaciones hierro-carbono que contienen entre 0,008 y 2,11% en peso de C se clasifican como aceros. La microestructura de la mayoría de los aceros consiste en las fases α y Fe 3C . Todas las aleaciones comprendidas en este tramo de composición, al enfriarlas desde el campo γ a temperatura ambiente, originan una serie de microestructuras. Aunque un acero puede contener como máximo un 2,11% en peso de C, en la práctica la concentración de carbono raramente excede del 1,0%. Las fundiciones se definen como aleaciones férreas que contienen entre 2,11 y 6,70% en peso de C. Sin embargo, las fundiciones comerciales normalmente contienen menos del 4,5% C. 1.14 DESARROLLO DE MICROESTRUCTURAS EN ALEACIONES HIERRO-CARBONO Las diferentes microestructuras que se producen en aleaciones de acero y sus relaciones con el diagrama de fases . El acero depende tanto del contenido de carbono como del tratamiento térmico. La exposición se centra en el enfriamiento muy lento de aleaciones de acero, en el cual se mantienen continuamente condiciones de equilibrio.



Figura 9.22 Representación esquemática de las microestructuras de un acero al carbono eutectoide (0,77%C) por encima y por debajo de la temperatura eutectoide.

Las propiedades mecánicas de los aceros. Los cambios de fases que tienen lugar al pasar de la región al campo bifásico ( ) , al enfriar una composición eutéctica (0,77% en peso de C) desde los de la región monofásica γ ( ) equivale a descender por la vertical xx'. Inicialmente la aleación de composición 0,77%C tiene la microestructura austenítica indicada en la . Al enfriar no ocurre ningún cambio hasta llegar a la temperatura eutectoide ( ). En el punto , por debajo de esta temperatura, la austenita se transforma según la . La austenita de composición 0,77%C forma ferrita, con bajo contenido en carbono (0,022%C) y Fe 3 C con un contenido de 6,7% en carbono. Este cambio de fase necesita la difusión del carbono porque las tres fases tienen distintas composiciones.

FIG. 9.11. REPRESENTACIÓN ESQUEMÁTICA DE LA MICROESTRUCTURA DE UNA ALEACIÓN PLOMO ESTAÑO DE COMPOSICIÓN EUTÉCTICA C 3, POR ENCIMA Y POR DEBAJO DE LA TEMPERATURA EUTÉCTICA

FIG. 9.12 MICROESTRUCTURA DE LA COMPOSICIÓN EUTECTOIDE DE UNA ALEACIÓN PLOMO ESTAÑO CONSISTENTE EN CAPAS ALTERNAS DE FASE Α DISOLUCIÓN SÓLIDA RICA EN PLOMO (CAPAS OSCURAS) Y Y LA FASE Β DE DISOLUCIÓN RICA EN ESTAÑO (CAPAS CLARAS) X 375

La microestructura del acero eutectoide enfriado lentamente a través de la temperatura eutectoide es análoga a la de una aleación de composición eutéctica ( ); es decir, se forman capas o láminas alternas de las dos fases ( ) durante la transformación. En este caso, la relación de los Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 48 48


espesores de las dos capas es de 8 a 1. La microestructura, esquematizada en el punto b de la , se denomina porque tiene la apariencia de la madreperla al observarse microscópicamente a pocos aumentos. Figura 9.23 Microestructura perlítica de un acero eutectoide mostrando láminas alternas de ferrita α (fase clara) y Fe 3 C (láminas más delgadas y - oscuras). x 500.

La fotomicrografía de la corresponde a una perlita de un acero eutectoide. La perlita aparece en granos denominados "colonias"; dentro de cada colonia las ca pas están orientadas esencialmente en la misma dirección y esta dirección varía de una colonia a otra. Las capas delgadas claras son de ferrita y la cementita aparece como capas delgadas más oscuras. La mayoría de las capas de cementita son tan delgadas que los límites de fases adyacentes no se distinguen y, a estos aumentos, las capas aparecen oscuras. Mecánicamente las perlitas tienen las propiedades intermedias entre la blanda y dúctil ferrita y la dura y quebradiza cementita. La disposición alternada de capas se debe a que el carbono necesita difundir durante una distancia relativamente corta para originar esta microestructura. Además, el posterior enfriamiento de la perlita, a partir del de la produce cambios microestructurales relativamente insignificantes. 13.14.1 ACEROS HIPOEUTECTOIDES Una aleación de composición C o a la izquierda del eutectoide, entre 0,022 y 0,77%C se denomina (menos que la eutectoide). El enfriamiento de una aleación de esta composición está representado en el descenso a lo largo de la vertical yy' de la .



Figura 9.24 Representación esquemática de las microestructuras de un acero hipoeutectoide de composición C o (menor de 0,77%C) a medida que se enfrió desde la fase austenítica hasta por debajo de la temperatura eutectoide.

Hacia los 875°C, punto c, la microestructura consta en teramente de granos de fase γ, como está esquematizado en la figura. En el punto d de la región bifásica , a unos 775°C, estas fases coexisten, según indica el esquema microestructural. La mayoría de las partículas se generan en los límites de los granos γ originales. Las composiciones de las fases α y γ se determinan utilizando la recta de reparto, cuyos extremos coinciden con 0,020 y 0,50%C, respectivamente. Cuando se enfría un acero a través de la región de fases , la composición de la ferrita varía según la línea MN, del límite de fase - ( ) y se enriquece ligeramente en carbono. Al mismo tiempo, la composición, de la austenita cambia de modo mucho más drástico, pues la composición frente a la temperatura sigue la línea MO del límite de fase FIGURA 9.25 FOTOMICROGRAFÍA DE UN ACERO 0,38%C CON UNA MICROESTRUCTURA CONSTITUIDA POR PERLITA Y FERRITA PROEUTECTOIDE X 635.

Enfriando desde el punto d al e, muy próximo al eutectoide pero dentro de la región se aprecia un incremento de la microestructura de la fracción de . En este punto las composiciones de las fases α y γ se determinan dibujando la recta de reparto a la temperatura T e ; la fase α contiene 0,022% C, mientras que la fase γ tiene la composición del eutectoide, 0,77% C. Al descender la temperatura al punto f, justo por debajo del eutectoide , toda la fase γ, presente a la temperatura T e , y con la composición del eutectoide, se transforma en perlita según la reacción de la La fase α existente en el punto e prácticamente no cambia al cruzar la temperatura eutectoide: permanece como matriz continúa alrededor de las colonias de perlita. La microestructura del punto f aparece como indica el esquema de la . De este modo la ferrita presente en el acero procede del enfriamiento a través de la región y de la reacción eutectoide. La ferrita de la Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 50 50


perlita se denomina y la ferrita formada antes de T e se denomina (que significa pre - o antes del eutectoide) como se indica en la . La reproduce una fotomicrografía de un acero 0,38% en peso de C. Las regiones blancas corresponden a la ferrita proeutectoide. En la perlita, la distancia entre las capas y varía de un grano al otro; a veces la perlita aparece oscura porque la distancia entre capas es indistinguible a los aumentos de la fotomicrografía. Cabe anotar la existencia de dos microconstituyentes en esta fotomicrografía: ferrita proeutectoide y perlita. Estos microconstituyentes aparecen en todos los aceros hipoeutectoides enfriados lentamente desde la temperatura eutectoide. La cantidad relativa de α proeutectoide y perlita se determina de modo similar al descrito en la para los microconstituyentes primario y eutectoide. Se traza la recta de reparto desde el lím ite de fase α - (α + Fe 3 C) (0,022%C) a la composición del eutectoide (0,77%C) y se aplica la regla de las fases. Por ejemplo, al considerar la composición 0 de la , la fracción de perlita W p se determina según

  =   ,  ,  = = ,, ,

 se calcula como   =   ,      ,      = = ,, ,

.

Además, la fracción de ferrita proeutectoide,

.

Las fracciones de ferrita total (eutectoide y proeutectoide) y de cementita se determinan trazando la recta de reparto en la región de fases α + Fe 3C desde 0,022 a 6,7% C y aplicando la regla de la palanca.



Figura 9.26. Parte del diagrama de fases Fe-Fe 3 C utilizado para calcular las cantidades relativas de microconstituyentes perlítico y proeutéctico para composiciones hipoeutectoide  e hipereutectoide 

9.1 4.2 ACEROS HIPEREUTECTOIDES El enfriamiento desde el campo de aceros al carbono, de composición comprendida entre 0,77 y 2,11% en peso de carbono, origina transformaciones y microestructuras análogas. El acero de composición de la Figura 9.27 se enfría descendiendo por la vertical zz'. En el punto g sólo aparecen granos de y composición C 1. Al enfriar a lo largo del campo de , hasta el punto h, por ejemplo, la fase cementita va creciendo en los límites iniciales de los , esto es similar al punto d de la Figura 9.24. Esta cementita se denomina porque se forma antes de la reacción eutectoide. La composición de la austenita permanece constante (6,70%C) al variar la temperatura. Sin embargo, la composición de la austenita se desplaza a lo largo de la línea PO antes del eutéctico.



Figura 9.27 Representación esquemática de las microestructuras de un acero hipereutectoide de composición C 1 (cuyo contenido en carbono está comprendido entre el 0,77 y el 2,1%) enfriado desde la región de fases austenítica hasta por debajo de la temperatura eutectoide

Al descender por debajo de la temperatura eutéctica, toda la austenita remanente de composición eutectoide se transforma en perlita. De este modo, la microestructura resultante consiste en perlita y cementita proeutectoide como microconstituyentes Obsérvese ( ) que en la fotomicrografía de un acero de 1.4%C la cementita aparece con una tonalidad clara. Porque tiene una apariencia parecida a la ferrita proeutectoide ( ) a veces es difícil distinguir la microestructura de los aceros hipo e hipereutectoides. En los aceros hipereutectoides, las cantidades relativas de los microconstituyentes perlitas y Fe 3C proeutectoide se calculan de modo análogo al caso del acero hipoeutectoide; se traza la recta de reparto entre 0,77 y 6,70% C. En un acero de composición  ( ) las fracciones de perlita , y de cementita proeutectoide   se determinan mediante la expresión de la regla de la palanca: FIGURA 9.28 MICROESTRUCTURA DE UN ACERO CON 1,4% C FORMADO POR CEMENTITA PROEUTECTOIDE BLANCA RETICULADA ALREDEDOR DE LAS COLONIAS DE PERLITA. X1000.



  ,      ,      = = =    ., ,

[,]

  ,  ,   = = =    ., ,

[,]

PROBLEMA

SOLUCIÓN Se traza una recta de reparto a través del campo modo Cp es 0.35%C, y

 =

y se aplica la regla de la palanca. De este

,, = , ,,

Y

  =

,, = , ,,

Se traza la recta de reparto a la temperatura eutectoide (p.ej., Ecuaciones 9.17 y 9.18) y se aplica la regla de la palanca para determinar las fracciones de ferrita proeutectoide y perlita

 =

,, = , ,,

 =

,, = , ,,

La ferrita total es la suma de la proeutectoide y la eutectoide (en la perlita). Por lo tanto, la suma de estas dos fracciones de ferrita equivale a la ferrita total,

   = 

Dónde:  representa, la fracción de ferrita eutectoide. Los valores W α y  se han determinado en las partes (a) y (b) y son 095 y 0,56, respectivamente. Por lo tanto,

 =    = ,   ,  = , 

1.14.3 ENFRIAMIENTO EN NO EQUILIBRIO En la discusión de la evolución de las microestructuras de las aleaciones hierro-carbono se supone que a lo largo del enfriamiento se mantienen continuamente las condiciones del equilibrio metaestable l ; esto es, se necesita tiempo suficiente a cada temperatura para alcanzar el ajuste composicional de las fases y el ajuste en cuanto a las cantidades relativas previstas por el diagrama de . En la mayoría de las situaciones estas velocidades son tan lentas como impracticables e innecesarias; en efecto, en muchas ocasiones se prefieren las condiciones de no equilibrio. La importancia práctica de los efectos del no equilibrio radica en que: Ocurren otros cambios de fase o transformaciones que las previstas en los límites de fases de los Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 54 54


diagramas de fases y la existencia a temperatura ambiente de fases en no equilibrio que no aparecen en el diagrama de fases. 1.15 INFLUENCIA DE OTROS ELEMENTOS DE ALEACIÓN La adición de otros elementos aleantes (Cr, Ni, Ti, etc.) cambia drásticamente el diagrama de fases binario hierro-carburo de hierro, Figura 9.20. La magnitud de las alteraciones de las posiciones de los límites de fases y la forma de los campos de fases dependen del elemento de aleación y de su concentración. Uno de estos importantes cambios es el desplazamiento de la posición del eutectoide con respecto a la temperatura y a la concentración de carbono. ilustran los efectos de la modificación de la temperatura y de la composición (en % C en peso) en función de la concentración de varios elementos de aleación. Estos elementos de aleación no sólo modifican la temperatura de la reacción eutectoide sino también las fracciones relativas de perlita y fase proeutectoide. Los aceros normalmente se alean para aumentar su resistencia a la corrosión o para modificar sus propiedades por tratamiento térmico. 1 La expresión "equilibrio metaestable" se utiliza en esta discusión sólo en el compuesto metaestable Fe 3 C.

Figura 9.29 Influencia de la concentración de varios elementos aleantes sobre la temperatura eutectoide del acero. Varios elementos de aleación. Estos elementos de aleación no sólo modifican la temperatura de la reacción eutectoide sino también las fracciones relativas de perlita y fase proeutectoide. Los aceros normalmente se alean para aumentar su resistencia a la corrosión o para modificar sus propiedades por tratamiento térmico. 1 La expresión "equilibrio metaestable" se utiliza en esta discusión sólo en el compuesto metaestable Fe 3 C.



Figura 9.30 Influencia de la concentración de varios elementos aleantes sobre la composición (% en peso) del eutectoide del acero.

2017 II SEPARATA Nº 05 DIAGRAMAS DE FASES EN ALEACIONES METÁLICAS DE APOYO CURSO DE

METALURGIA FÍSICA II FECHA

CONTENIDO

Conceptos fundamentales. Ejemplos de diagramas de fases. Enfriamiento y microestructuras de aceros.

Clasificación de las aleaciones férricas.

DESARROLLO

2. CONCEPTOS FUNDAMENTALES.

Propiedades físicas de una aleación metálica son función de la composición química y de la microestructura. Aleaciones: Hierro-Carbono (aceros), Cu-Ni, Aluminio-Magnesio, etc. Microes tructura se puede es tablecer (en la mayor parte de los cas os ) a partir del diag rama de fases de la aleación

Diagrama de fases: Resume en forma gráfica los rangos de temperatura y composición en ciertas fases o mezclas de fases que exis ten en condiciones de equilibrio termodinámico.

Un elemento puro en un estado de agregación determinado (sólido, líquido o gas) constituye una fase. Cuando el agua y el hielo están juntos en un recipiente, existen dos fases separadas; son físicamente distintas aunque sean químicamente idénticas. Si una sustancia puede existir en dos o más formas (por ejemplo el elemento químico hierro, que puede cristalizar tanto en la estructura fcc como en la bcc) cada una de estas formas es una fase con diferentes propiedades físicas. Sin embargo dos componentes químicamente diferentes sí se pueden mezclar completamente (por ejemplo una mezcla de etanol y agua) formando así un líquido monofásico; por esta misma razón una mezcla de agua y aceite es un sistema bifásico formado por dos líquidos no miscibles.

Equilibrio y diagramas de fases

Diagrama de fases del sistema cobre-níquel a presión atmosférica, b) parte ampliada del diagrama donde se indi ca la nomenclatura utilizada para determinar las compos iciones y cantidad de fases r elativas

1) E l líquido L es una s olución líquida homogénea compuesta por cobre y ní quel. Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 56 56


2) La fase α es una solución sólida sustitucional de átomos de cobre y de níquel, de estructura cris talina fcc.

La determinación de los diagramas de fases o diagramas de equilibrio se realiza por vía teórica y/o experimental. La falta de datos termodinámicos es la causa de que la gran mayoría de los diagramas de fases de los que disponemos, se hayan caracterizado por vía experimental. El conocimiento de estos diagramas permite a científicos, ingenieros y tecnólogos encontrar formulaciones y/o elegir a priori las condiciones iniciales y finales de los procesos. Así es posible establecer : 1. Los elementos de partida convenientes para una determinada síntesis o proceso, así como las condiciones necesarias para su realización. 2. La proporción y naturaleza de las fases que componen las eventuales composiciones intermedias y finales del producto, en función de las variables: temperatura, presión, etc. 3. La temperatura de la primera formación de la fase líquida y su evolución con la temperatura. 4. La solubilidad de una fase en otra, en diferentes tipos de reacciones. 5. Las reacciones que puede sufrir un material en función de la temperatura, presión y entorno. 6. Las previsiones sobre la estructura microscópica, y en consecuencia, algunas de sus propiedades.

DIAGR AMA DE ALEAC IONES EN INGENIERÍA DIAGRA MA DE HIER RO CAR BONO E s tudio de la microestructura de los aceros Introducción. Desde el punto de vista de ingeniería los aceros presentan un gran interés porque es uno de los materiales más empleado como elemento estructural, las propiedades mecánicas estos materiales están íntimamente ligadas a las microestructuras que se pueden estudiar mediante los diagramas de equilibrio. Utilizando el diagrama de hierro carbono es posible identificar las microestructuras a T° ambiente de las distintas aleaciones férreas y con esto predecir las características mecánicas. Conociendo también las transformaciones que se producen en el diagrama hierro carbono o diagrama carburo de hierro metaestable podemos entender las prestaciones finales de estoas materiales. CLASIFICACIÓN DE LAS ALEACIONES FÉRRICAS. Las aleaciones férreas las podemos clasificar de la siguiente manera en aceros en 2 grandes grupos aceros y fundiciones. Los aceros son aquellas aleaciones hierro carbono que tienen menos de 2,11%C mientras que las fundiciones son aquellas aleaciones hierro carburo que tienen un contenido de carbono 2,11 y un 6,67%C como se aprecia en el diagrama.



Los aceros solamente atraviesan la transformación eutectoide es importante resaltar que no atraviesan la transformación eutéctica por el contrario las fundiciones atraviesan tanto la transformación eutéctica como la transformación eutectoide tal como puede verse en el gráfico la transformación eutéctica resaltada en color azul y la transformación eutectoide resaltada en color verde. Los aceros a su vez se pueden clasificar en función del contenido en carbono. La composición eutectoide corresponde al vértice de dicha transformación que equivale a un 0,8%C, todos los aceros que tengan una composición inferior a 0,8%C se van a denominar aceros hipoeutectoides, los aceros que tengan más de 0,8%C y menos de 2,11%C serán hipereutectoides.

ENFRIAMIENTO Y MICROESTRUCTURAS DE ACEROS.

A CE R OS E UTE CTOIDE S

Es un con un contenido de carbono de 0,8%C trazamos una línea vertical por la concentración de 0,8%C y marcamos los puntos relevantes del diagrama para construir la curva de enfriamiento, marcamos solamente el punto de corte con la transformación eutectoide en tanto ocurre en T° más elevadas no repercute de forma importante en la microestructura a T° ambiente. La curva de enfriamiento en este tramo de transformación eutectoide es una curva como la que se aprecia en el diagrama es decir un proceso de transformación isotérmico a T° 723°C si ahora en el diagrama marcamos distintos puntos designados como P1 y P2 y lo trasladamos a la correspondiente curva de enfriamiento podemos identificar claramente que el punto P1 el sistema es transformado por una solución sólida  en solución solida de hierro  con determinada cantidad de carbono 0,8% y en el punto P2 al producirse la transformación eutectoide que indica que cuando se alcanza dicha T° de 723°C todo lo que exista de solución solida  va transformarse en perlita con estructura laminar veremos claramente que en el punto P2 la microestructura va estar formada 100% por una estructura eutectoide es decir granos de láminas alternas de ferrita y de cementita.



Veamos más detalladamente que ocurre a lo largo de este proceso isotérmico como hemos dicho anteriormente en el punto P1 la estructura está formada exclusivamente por granos de solución sólida  que admite gran cantidad de carbono en disolución no obstante cuando se alcanza el punto de transformación eutectoide se produce la transformación que indica que la solución solida  se transforma en solución sólida  y el compuesto intermetálico Fe 3C. La solución sólida  es una solución que admite muy poco % de C en consecuencia en las láminas o en las estructuras de la austenita se produce un proceso de difusión que es consecuencia del cambio de solubilidad al convertirse la austenita en ferrita y en cementita a lo largo del proceso isotérmico el proceso de difusión va completándose y hay algunas zonas que van enriqueciendo en átomos de C y algunas zonas que van empobreciendo en átomos de C mediante procesos de difusión con el paso del tiempo las láminas que se han enriquecido en átomos de C llegan alcanzar un 6,67%C y llegaran a formar láminas de cementita mientras que las zonas que se han empobrecido con átomos de carbono llegan a quedarse con una solubilidad 0,0218%C y van a formar láminas de ferrita de esta manera en este proceso isotérmico se forman láminas alternas de ferrita y cementita estructura laminar típica de la transformación eutectoide.



ACEROS HIPOEUTECTOIDES Microestructura a T° ambiente de un acero hipoeutectoide, tiene una composición inferior al 0,8%C, lo representamos en el diagrama con una línea vertical identificamos los puntos de corte con el diagrama sobre todo en la línea de transformación eutectoide porque la transformación que ocurre a más altas T° no repercuten las propiedades a T° ambiente y a partir de los puntos de corte trazamos la curva de enfriamiento si ahora identificamos distintos puntos para estudiar el enfriamiento puntos designados por P1, P2, P3, y P4 y los trasladamos a la curva de enfriamiento fácilmente podemos según la interpretación del diagrama decir que el punto P1 la microestructura estaría formada por una estructura policristalina de austenita en el punto P2 se produce un cambio alotrópico que da lugar a la conversión de parte de la austenita en ferrita que precipita en el borde de grano este proceso continua hasta alcanzar el punto P3 y una vez alcanzado el punto de la transformación eutectoide todo lo que quede de remanente de austenita se va transformar en granos de perlita (ferrita + cementita) como podemos apreciar la microestructura en el punto P3 está formada de una matriz de ferrita de color blanco y un constituyente disperso de austenita de color gris cuando se produce la transformación eutectoide todo el microconstituyente de color gris austenita se transforma en láminas alternas de ferrita y cementita dando lugar a la estructura típica o microestructura típica de un acero hipoeutectoide es decir un microconstituyente matriz de ferrita y un microconstituyente disperso de perlita laminas alternas de ferrita y cementita.

ACEROS HIPEREUTECTOIDES Enfriamiento de un acero hipereutectoide, acero que tiene más de 0,8%C pero menos de 2,11%C para que no atraviese la transformación eutéctica trazamos una línea vertical e identificamos los puntos de corte merece la pena destacar solamente los puntos de corte en la zona de transformación eutectoide en tanto la transformación que ocurra a temperaturas más elevadas no va repercutir sobre las propiedades o microestructura a T° ambiente si estos puntos los trasladamos para construir la curva de enfriamiento obtenemos esta representación del proceso de enfriamiento en el entorno de la transformación eutectoide seguidamente identificamos los distintos puntos en el proceso de enfriamiento designados como P1, P2, P3 y P4 y al trasladarlos a la curva de enfriamiento podemos Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 60 60


realizar un seguimiento de dicho proceso, entonces en el punto P1 la microestructura estaría formada por una estructura policristalina de austenita en el punto P2 al cambiar la solubilidad de la austenita precipita en el borde de grano compuesto intermetálico precipita cementita este proceso se prolonga hasta alcanzar el punto de transformación eutectoide de tal manera que en el punto P3 la microestructura estaría formada por una matriz de cementita y un microconstituyente disperso de austenita, al alcanzar la T° transformación eutectoide de 723°C todo lo que hay de austenita se transforma isotérmicamente en láminas alternas de ferrita y cementita, podemos apreciar claramente que toda la estructura de color gris claro que aparece en el punto P3 que corresponde a la austenita se transforma a lo largo del proceso isotérmico en perlita es decir en láminas alternas de ferrita y cementita dando lugar a las microestructuras característica de un acero hipereutectoide está formado por una matriz de cementita y un microconstituyente disperso de perlita.

CONSIDERACIONES FINALES Los aceros eutectoides están formados por una estructura 100% laminar de perlita confieren muy buenas propiedades mecánicas a los aceros con un 0,8%C, Los aceros hipoeutectoides son transformados por una matriz de ferrita que es un microconstituyente blando y un microconstituyente disperso de perlita una estructura laminar de ferrita y cementita. El hecho de que la matriz sea un material o un microconstituyente dúctil va conferir unas buenas propiedades mecánicas de ductilidad y al mismo tiempo de resistencia al material. Los aceros hipereutectoides están formados por una matriz de cementita un compuesto intermetálico de alta facilidad y un componente disperso de perlita globalmente los aceros hipereutectoides al tener una matriz frágil van a tener unas propiedades resistentes y de elevada dureza al mismo tiempo de elevada fragilidad.



ANALISIS DE DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO IDENTIFICACIÓN DE TRANSFORMACIONES

PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA A partir de un diagrama de equilibrio del cual conocemos todo la distribución de fases componentes las zonas monofásicas, zonas bifásicas es importante conocer también las transformaciones, porque las transformaciones junto con las fases y componente nos van a permitir conocer las microestructuras de los diagramas de equilibrio para distintas aleaciones de distintas temperaturas y esto aportará las bases para conocer y entender bien las propiedades mecánicas de las distintas aleaciones con aplicabilidad en ingeniería

IDENTIFICACIÓN DE LINEAS CARACTERISTICAS En principios vamos estudiar las líneas características de este sistema, las líneas características merece la pena destacar la línea del liquidus resaltada con color rojo, es una línea característica del diagrama por encima del cual todo el sistema se encuentra en estado líquido para cualquier composición de las aleaciones de dicho sistema.



LINEAS CARACTERÍSTICAS (línea del liquidus línea de solidus)

Podemos destacar también la línea de sólidos tratada con color azul que es la línea por debajo de lo cual el sistema binario A-B se encuentra en estado sólido para para toda las composiciones del sistema. Identificadas estas líneas importantes del diagrama pasamos a describir detalladamente las transformaciones que se pueden estudiar en este diagrama.

IDENTIFICACIÓN Y CARACTERISTICAS DE TRANSFORMACIONES Las distintas transformaciones que se producen en este diagrama son muy fácilmente identificables porque aparecen como líneas horizontales en los diagramas binarios así claramente podemos apreciar la presencia de 4 líneas horizontales que se van a corresponder con 4 transformaciones de tipo isotérmico que se producen en este diagrama binario.



IDENTIFICACIÓN DE LA PRIMERA TRANSFORMACIÓN

1. Vamos estudiar en primer lugar la primera de las transformaciones que se forma a más alta T°. Esta transformación es de tipo peritéctico se produce a una T° de 940°C indica que el líquido con una composición determinada reacciona con un sólido para formar otro sólido en esta caso un compuesto intermetálico de fusión incongruente. Lo primero que hacemos es sobre la línea horizontal del diagrama marcar los 3 puntos característicos del líquido y los 2 sólidos y a continuación identificando las composiciones de cada uno de estos puntos podemos escribir la reacción correspondiente en este caso podemos afirmar que el líquido con una composición de 75%B colocado con una flecha de color rojo reacciona con un sólido en este caso con un compuesto intermetálico C1 con una composición del 50%B para formar otro sólido resaltado con una flecha de color gris que es un compuesto intermetálico C2 con una composición del 60%B. con lo cual ya tenemos definida y caracterizada esta transformación.



IDENTIFICACIÓN DE LA SE GUNDA TRANSFORMACIÓN

2. Análisis de la segunda transformación. Es una transformación de tipo eutéctico con la típica forma de w se produce a una T° de 800°C y en esta reacción el líquido se transforma isotérmicamente en 2 sólidos S1 y S2 lo primero que vamos hacer es sobre la línea horizontal del diagrama resaltar los puntos correspondientes al líquido y a los diferentes sólidos que participan en la reacción y en base a esta información ya podemos construir la reacción de transformación eutéctica, en este caso podemos apreciar claramente que el líquido con un 40%B resaltado con una flecha de color gris reacciona isotérmicamente y forma 2 sólidos un sólido  con un 30%B y compuesto intermetálico C1 con un 50% B. 3. la siguiente transformación que se produce a T° inferiores es una transformación de tipo eutectoide se produce a una T° de 640°C y presenta mucha similitud geométrica con la eutéctica es decir tiene geometría en forma de W en esta transformación un sólido se transforma isotérmicamente en otros 2 sólidos debido habitualmente a un cambio alotrópico y la pérdida de solubilidad lo primero que hacemos es identificar los puntos en la línea isotérmica del diagrama marcados como círculos y a continuación identificar las composiciones y establecer o describir la reacción como se lleva a cabo en este caso el sólido que reacciona es la solución solida  con un 20% de B se transforma en 2 sólidos isotérmicamente a 640°C forma un sólido denominado solución sólida  con un 5% de B y un compuesto intermetálico C1 con un 50% de B. 4. la transformación que se lleva cabo a T° más bajas es otra vez una transformación de tipo eutéctico de forma de W se lleva a cabo a T° 500°C y en esta el líquido también se transforma en 2 sólidos distintos S1 y S2 en primer lugar marcamos los puntos de la transformación eutéctica y a continuación simplemente podemos describir dicha transformación entonces podemos definir claramente que a 500°C que es la T° de transformación eutéctica el líquido con un 85% de B se transforma isotérmicamente en 2 sólidos un primer s{olido que es B, obviamente con un 100% de B y otro sólido que en este caso es compuesto intermetálico de fusión incongruente C2 con un 60% de B. Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 65 65

1. Separata N_ 01 Diagramas Equilibrio Fases Al 05

Recommend Documents