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6. Diagramas de fases en aleaciones metálicas

6.1. Conceptos fundamentales6.2. Ejemplos de diagramas de fases

6.2.1. Sistemas isomórficos binarios6.2.2. Endurecimiento por dispersión. Reacciones de tres fases. 6.2.3. Sistemas eutécticos binarios

6.3. Diagramas de fases de interés industrial 6.3.1. El sistema hierro–carbono6.3.2. El factor tiempo en las transformaciones de fase6.3.3. Diagramas temperatura-tiempo-transformación (T.T.T.) 6.3.4. Diagramas de transformación por enfriamiento continuo (C.C.T.)6.3.5.Propiedades mecánicas de los diferentes microconstituyentes del

acero6.3.6. Tratamientos térmicos de los aceros

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

Microestructura se puede establecer (en la mayor parte de los casos) a partir del diagrama de fases de la aleación

Diagrama de fases Microestructura Propiedades

Diagrama de fases: Resume de forma gráfica los rangos de temperatura y composición en los ciertas fases o mezclas de fases existen en condiciones

de equilibrio termodinámico

Fase (F)

Es una porción homogénea de un sistema caracterizado por una estructura y una organización atómica constante y por tanto con características físicas y químicas uniformes. Esta región aparece limitada por una superficie a través de la cual las propiedades cambian bruscamente.

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.

Componentes (C) Son el número mínimo de especies químicas necesarias para determinar la composición de las fases. Por

ejemplo en una aleación de cobre y cinc (latón) los componentes son el cobre y el cinc. Sin embargo en el agua, existe un único componente (H2O) y no dos (H y O) ya que, por tratarse de un compuesto químico , las proporciones entre H y O se mantienen constantes

Grados de libertad (L) En un sistema en equilibrio, es el número de variables intensivas (presión, temperatura, concentraciones) que se pueden modificar en un amplio intervalo sin producir la aparición de nuevas fases o la desaparición de las existentes; corresponde por ello al número de variables, controladas experimentalmente, que se deben especificar para definir completamente el estado del sistema.

Equilibrio de fasesEste concepto termodinámico se describe en términos de la función energía libre de Hemholtz del sistema, cuyo valor a

volumen constante y para cada temperatura, depende de la energía interna (U) y de la entropía (S) (F=U-TS). Un sistema está en equilibrio si la energía libre es mínima en condiciones específicas de temperatura, presión y composición. En sentido macroscópico, esto significa que sus características no cambian con el tiempo sino que se mantienen indefinidamente; es decir, el sistema es estable.

El término equilibrio de fases se refiere a la situación de equilibrio termodinámico correspondiente a un sistema que tenga más de una fase. La energía libre y los diagramas de fases aportan información acerca de las características del equilibrio de un determinado sistema, pero no informan acerca del tiempo necesario para alcanzar dicho equilibrio.

En muchos sistemas sólidos, ocurre que el estado de equilibrio nunca se alcanza completamente, ya que la velocidad para llegar al equilibrio es muy lenta; en este caso el estado del sistema se define como de no equilibrio y se denomina metaestable.

Regla de las fases de GibbsEsta regla fue formulada en el siglo XIX por el físico J. Willard Gibbs. Se aplica estrictamente en condiciones de

equilibrio termodinámico, pero en la práctica también es muy útil en situaciones de no equilibrio próximas a las de equilibrio. La expresión para esta regla es:

NCLF +=+

donde F es el número de fases coexistentes en el equilibrio, C es el número de componentes, L es el número de grados de libertad o variables independientes y N es el número de variables no composicionales (por ejemplo, temperatura y presión). En los diagramas de fases a presión constante N toma el valor 1, mientras que si la presión es variable N tendrá un valor 2. En los sistemas más interesantes que se analizan en Ciencia de Materiales, la influencia de la presión es mínima y las variables independientes prioritarias son la temperatura y la composición en cada fase (N=1).

Equilibrio y diagramas de fases

La determinación de los diagramas de fases o diagramas de equilibrio se realiza por vía teórica y/o experimental. Ahora bien, 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 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 propiedade

tem

pera

tura

/ ºC

-273

910

1400

1539

Fe (α)

Fe (γ)

Fe (δ)

hierro líquido (amorfo)

Alotropía y polimorfismo

Dependiendo de las condiciones de temperatura y presión muchos elementos metálicos pueden existir en formas cristalinas alternativas. Este fenómeno se denomina alotropía o polimorfismo (ver tema 1 para el caso de la alotropía del carbono).

AlotropiaAlotropia del hierro a del hierro a presipresióón atmosfn atmosfééricarica

Solución sólida

Es un tipo de sistema formado por átomos de dos o más clases diferentes, homogéneamente distribuidos y que por ello constituyen una sola fase.

Cuando un metal sólido se disuelve en un segundo elemento metálico, la fase resultante se denomina solución sólida. Al constituyente que se encuentra en menor proporción se le conoce, por analogía con las familiares soluciones acuosas, como soluto, mientras que aquél que se encuentra en mayor proporción se denomina solvente.

En una solución sólida se mantiene la estructura cristalina original del solvente. En general, los átomos del soluto pueden ocupar dos tipos de posiciones en la red del metal matriz. Si los dos tipos de átomos son de un tamaño aproximadamente igual, el átomo disuelto sustituirá alguno de los átomos de la red cristalina de la matriz (figura). Este tipo de estructura se denomina solución sólida sustitucional. Si por el contrario, los átomos del soluto son de pequeño tamaño pueden ocupar posiciones intersticiales (figura), dando lugar a una solución sólida intersticial.

a b

átomos desóluto

átomos delsolvente

Los dos tipos diferentes de solución sólida: a) solución sólida sustitucional,

Límite de solubilidadEn muchas aleaciones que forman soluciones sólidas, y para cada temperatura, existe una concentración

máxima de átomos de soluto que se dispersan en el solvente. Esta concentración máxima se denomina límite de solubilidad. La adición de una cantidad adicional de soluto a este límite de solubilidad forma otra solución sólida o compuesto con otra composición diferente y que por lo tanto constituye una nueva fase.

Microestructura

El estado de los metales obtenidos industrialmente es microcristalino, es decir, formado por pequeños cristales cada uno de ellos con una estructura atómica periódica, que por tanto se puede caracterizar en términos de los conceptos de red y base estructural.

Cuando se centra la observación de un metal o aleación en tamaños del orden de micras(cientos de microcristales), se dice que se está observando la microestructura del material. En las aleaciones metálicas dicha microestructura se caracteriza por el número de fases presentes y por la proporción y distribución de las mismas Así, la microestructura de una aleación depende del número de sustancias aleantes, de la concentración de cada una de ellas y de su historia térmica.

100 micras

Se observan varias fases

FL −= 3

Fases: 1 fase (1), 2 fases (2)12

Componentes: Agua y azucar

Grados de libertad: Temperatura y composición

Regla de las fases:

Zona I; F=1, C=2, L=2

Zona II: F=2, C=2, L=1

Temperatura y composición

Temperatura

Ejemplo sencillo: Diagrama de fases del sistema aguaEjemplo sencillo: Diagrama de fases del sistema agua--azucarazucar

Sistemas Sistemas isomisomóórficosrficos binariosbinarios

Ejemplo típico es la aleación cobre-níquel: Otros ejemplos de aleaciones con solubilidad limitada son: Ag-Au, Ni-Au, Fe-Cr y Bi-Sn.

Condiciones de Condiciones de HumeHume--RotheryRothery (aleaciones con solubilidad ilimitada)(aleaciones con solubilidad ilimitada)

1. Los átomos de los constituyentes deben ser de tamaño similar, criterio evidente ya que esta geometría minimiza la deformación de la red. Se estima que las diferencias no pueden ser superiores a un 15%.

2. Los metales iniciales han de tener la misma estructura cristalina.3. Para evitar la formación de nuevos compuestos los átomos deben tener idéntica

valencia y próxima electronegatividad

Diagrama de fases del sistema cobre-níquel a presión atmosférica, b) parte ampliada del diagrama donde se índica la nomenclatura utilizada para determinar las composiciones y cantidad de fases relativas

1) El líquido L es una solución líquida homogénea compuesta por cobre y níquel.2) La fase α es una solución sólida sustitucional de átomos de cobre y de níquel, de

estructura cristalina fcc.

Obtención experimental del diagrama de fases

Construcción experimental del diagrama de fases del sistema cobre-níquel: a) curva de enfriamiento para el sistema 100% Ni, b) curva de enfriamiento para el sistema 50% Cu,

50% Ni, c) curva de enfriamiento para el sistema 100% Cu ,d) construcción del diagrama de fases

Etapas a seguirEtapas a seguirEtapa 1. Se preparan varias soluciones líquidas de

ambos materiales, con distintos porcentajes en peso de níquel, fundiéndolos a temperaturas por encima

de los 1455ºC (punto de fusión del níquel).Etapa 2. Cada una de las soluciones se somete a un

proceso de enfriamiento controlado hasta temperatura ambiente, en el que se mide

simultáneamente la temperatura (T) y el tiempo (t) de enfriamiento. Además, durante dicho

enfriamiento, se puede observar mediante un microscopio adecuado la microestructura de la

aleación.

Información que se obtiene del diagrama de fases

1) Fases presentes1) Fases presentes

Para identificar las fases presentes basta con localizar el punto definido por la temperatura y la composición, y el diagrama nos suministra, directamente, las fases presentes en dicho punto.

Ejemplos:

El punto A de la figura representa una aleación de 40% en peso de Ni y 60% en peso de Cu a 1100ºC; puesto que este punto se encuentra en la región monofásica αEn el punto B tendremos unas condiciones en las que coexisten las fases α y L.

2) Determinaci2) Determinacióón de composiciones de fasesn de composiciones de fases

Cuando sólo existe una fase, su composición es la misma que la de la aleación.

Cuando se encuentran presentes dos fases: se traza una recta horizontal por el punto que índica la temperatura de la aleación (línea de reparto) y se lee la composición de cada una de ellas en las

intersecciones de esta línea con las líneas de liquidus y de solidus (CL y Cα).


3. Determinaci3. Determinacióón de la proporcin de la proporcióón de fasesn de fases

αWWW L +=0

1001001000

0α

αCWCWCW L

L +=

)()( 0

0L

L CCCCWW

−−

=α

α

)()( 0

0L

L

CCCCWW

−−

=α

α

SRSWL +

= SRRW+

=α

Regla de la PalancaRegla de la Palanca

Si llamamos WL y Wα a las proporciones relativas de las fases líquida y sólida, la conservación de la masa se traduce en las

siguientes relaciones.


Ejemplo:

Conocido el diagrama de fases de la aleación cobre-níquel determinar la composición de cada fase en una aleación con una composición nominal de Nidel 40 % a: 1300ºC, 1270ºC, 1250ºC y 1200ºC. La figura 6.6 ilustra el diagrama defases para este sistema así como los valores de composición de níquel en lascurvas liquidus y solidus a las temperaturas mencionadas.

- Temperatura: 1300ºC

En este punto del diagrama el sistema se encuentra en estado líquido (unafase), con una composición igual a la de la aleación: 60% Cu, 40% Ni.Lógicamente el 100% del sistema está en la fase líquida.

Figura 6.6. Isotermas y composiciones de las fases para una aleación Cu-Ni (40%) a varias temperaturas

20 40 60 80 Cu Ni 1000

1100

1200

1300

1400

1500

peso porcentual de níquel / %

50 45

32 37

40

1270 ºC

1250 ºC

tem

pera

tura

/ ºC

L

L+α

α


Para esta temperatura coexisten dos fases, L y α. En la fase líquida existe un 37 % de níquel (y por lo tanto un 63% de Cu) y en la fase sólida existeun 50% de níquel y como consecuencia un 50% de Cu.

Para determinar la proporción de cada una de las fases se puede acudir ala regla de la palanca:

es decir el 77% de la aleación está en estado líquido y el 23% en estadosólido.


También en esta situación coexisten dos fases, las fases L y α.. En la fase líquida existe un 32 % de níquel (y por lo tanto un 68% de Cu) y en la fasesólida un 45% de níquel y como consecuencia un 55% de Cu.

Para determinar la proporción de cada una de las fases, una vez más, sepuede utilizar la regla de la palanca:

con lo que resulta que el 38% del sistema se encuentra en la fase líquida yel 62% en la sólida.


A esta temperatura la aleación ha solidificado completamente y seencuentra en la fase α, con una composición igual a la nominal de laaleación: 60%Cu y 40%Ni.

77.01310

SRSWL ==+

= 23.0133

SRRW ==+

=α

38.0135

SRSWL ==+

= 62.0138

SRRW ==+

=α

20 40 60 80 C Ni 1000

1100

1200

1300

1400

1500

peso porcentual de níquel / %

50 45

32 37

40

1270 ºC

1250 ºC

tem

pera

tura

/ ºC

L

L+α

α

Desarrollo de Desarrollo de microestructurasmicroestructuras en aleaciones en aleaciones isomisomóórficasrficas

Proceso de enfriamiento lento para una aleación cobre-níquel, b) estructura resultante al final de dicho enfriamiento

(aumentos x500)

Enfriamiento lento: En condiciones de equilibrio termodinámico

El proceso que tiene lugar es una difusión entre las fases sólida y líquida

La difusión depende del tiempo y la temperatura

región que solidifico inicialmente (rica en Ni)

límite de grano que solidificó al

final (rica en Cu)

Estructura de un grano que presenta segregación

CONSECUENCIASCONSECUENCIAS

Distribución no uniforme de los elementos en cada grano (segregación)

Región central de cada grano rica en el elemento de mayor Tm

Estructura con propiedades inferiores a las óptimas

Para eliminar la segregación se recurre a los denominados recocidos, calentamiento por debajo de la línea de solidus (difusión da lugar granos de composición homogénea)

Enfriamiento lento: Fuera del equilibrio termodinámico

Propiedades físicas de las aleaciones isomórficas binarias. Endurecimiento por solución sólida

Ni20 40 60 80Cu

resi

sten

cia

a la

tracc

ión

/ MPa

2.9

5.8

8.7

11.6

el Ni endurece al Cu

el Cu endurece al Ni

peso porcentual de Ni

Esfuerzo de fluencia, resistencia a la tracción y dureza se incrementan

Ductilidad disminuye

Conductividad eléctrica disminuye (no es un procedimiento recomendable para cables de transmisión eléctrica)

Se mejora la resistencia a elevadas temperaturas

La razón física que da lugar a la mejora de las propiedades es la presencia de los átomos en solución que permiten el anclaje de las dislocaciones

Diagramas en los que existe una solubilidad parcial:Diagramas en los que existe una solubilidad parcial:

Cuando se excede el límite de solubilidad, se produce una aleación en la que coexisten dos fases en estado sólido (ver posteriormente el diagrama de fases en sistemas eutécticos).

OpciOpcióón 1n 1: la aleación esté compuesta por una fase continua, que usualmente está presente en mayor cantidad, y que se denomina matriz, y por una segunda fase, en menor proporción, denominada precipitado. Da lugar al endurecimiento por dispersión,

OpciOpcióón 2n 2:: Se forman las dos fases simultáneamente; la mezcla íntima de ambas se denomina entonces microconstituyente.

Endurecimiento por dispersiEndurecimiento por dispersióón o precipitacin o precipitacióón. Reacciones de tres fasesn. Reacciones de tres fases

α β

L

α+β

α Lα+L

β

α βα+β

γ

eutéctica L → α+β

peritéctica α+L → β

L2 αL1

α+L2

monotéctica L1 → α +L2

α β

γ

α+βeutectoide γ → α+β

peritectoide α+β → γ

composición

tem

pera

tura

Reacciones de tres fases más importantes en diagramas de fases binarios. Las fases α, β y γson fases sólidas y las fases líquidas se representan por las letras L, L1 y L2

Las reacciones eutéctica, monotéctica y peritéctica son parte del proceso de solidificación (en las tres aparece la fase líquida).

Las reacciones eutectoide y peritectoide son reacciones de estado sólido, puesto que solo están involucradas fases sólidas

Compuesto intermetálico.

Este tipo de compuesto está constituido por dos o más elementos que originan una nueva fase, de composición determinada, con su propia estructura y propiedades. Los compuestos intermetálicos aparecen en muchas aleaciones, como por ejemplo en el sistema hierro-carbono (acero), en el que se forma el compuesto Fe3C (cementita). Estos compuestos son usualmente duros y frágiles, por lo que su aparición constituye un excelente método para conseguir un endurecimiento por dispersión.

Sistemas Sistemas euteutéécticoscticos binarios: diagrama de fases binarios: diagrama de fases euteutéécticoctico binariobinario

0 20 40 60 80 100

F

1000

800

600

400

α+β

α+ Lβ + Lα β

líquido

porcentaje en peso de Ag

tem

pera

tura

/ ºC

EB

G

A

C D

FTres regiones monofásicas:α (solución sólida rica en cobre, fcc y plata como soluto)β (solución sólida rica en plata, fcc y cobre como soluto)

Existen además tres regiones bifásicas: α+L, β+L y α+β.

La línea que separa las fases α y α+β se denomina líneasolvus o de solubilidad (CB en la figura). El límite entre las regiones α y α+L es la línea solidus (AB en la figura).La separación entre las fases líquido y α+L corresponde a la línea liquidus (AE en la figura).En la fase β también existen las líneas solvus, solidus y liquidus. La línea horizontal BG, cuya temperatura es constante e igual a TE (temperatura eutéctica), se denomina isoterma eutéctica.

Al agregar plata al cobre, la temperatura de fusiAl agregar plata al cobre, la temperatura de fusióón total de la aleacin total de la aleacióón disminuye a lo largo de la ln disminuye a lo largo de la líínea AEnea AE. Lo mismo sucede al agregar cobre a la plata: la introducción de cobre disminuye la temperatura de fusión a lo largo de la otra línea liquidus F.

Esto se aplica en las aleaciones plomo-estaño, las aleaciones Pb-Sn de composición eutéctica 61% de estaño son las que se usan en soldadura.

0 20 40 60 80 100

F

1000

800

600

400

α+β

α+ Lβ + Lα β

líquido

porcentaje en peso de Ag

tem

pera

tura

/ ºC

EB

G

A

C D

F

Las dos líneas liquidus se unen en el punto E del diagrama de fases, por donde también pasa la isoterma eutéctica BEG. El punto E se denomina punto invariante (E) y se caracteriza por los valores de composición y temperatura CE y TE, que para el caso del sistema cobre plata son 71.9 % de plata y 780ºC respectivamente.

L(71.9% en peso de Ag) α(7.9% en peso de Ag)+ β(91.2% en peso de Ag)

enfriamiento

calentamiento L(CE) α(CαE)+ β(CβE)

enfriamiento

calentamiento

Una aleaciUna aleacióón de composicin de composicióón Cn CEE (denominada aleaci(denominada aleacióón n euteutéécticactica)) experimenta una reacciexperimenta una reaccióón n euteutéécticactica al cambiar la al cambiar la temperatura a travtemperatura a travéés de Ts de TEE. Esta reacci. Esta reaccióón se puede escribirn se puede escribir:

Desarrollo de Desarrollo de microestructurasmicroestructuras en aleaciones en aleaciones euteutéécticascticas

a

400

300

200

100

0

α+β

α+ Lβ + Lα

líquido

tem

pera

tura

/ ºC

línea enfriamiento aleación eutéctica

Pb 20 40 60 80 Sn

β

β

β

α

α

α97.5% Sn

81% Pb

81% Pb

97.5% Sn

97.5% Sn

81% Pb

b

1

2

microconstituyenteeutéctico

porcentaje en peso de Sn

Línea de enfriamiento de la aleaión eutéctica Pb-Sn, configuración laminar de la estructura resultante (microconstituyente eutéctico)

1. Aleaci1. Aleacióón n euteutéécticactica

2. Aleaciones 2. Aleaciones hipoeuthipoeutéécticascticas


tem

pera

tura

/ ºC

400

300

200

100

0

α+β

α+ Lβ + Lα

líquido

línea enfriamiento aleación hipoeutéctica

Pb 20 40 60 80 Sn

a

b

1

2

fase α microconstituyenteeutéctico


Combinación de fase α y microconstituyente eutéctico

3. Aleaciones 3. Aleaciones hipereuthipereutéécticascticas


Si el contenido de Sn está entre un 61 y un 97.5% la aleación se denomina hipereutéctica y el tipo de microconstituyente a partir del que está formada es análogo al de las aleaciones hipoeutécticas, lógicamente sustituyendo las inclusiones de fase α por inclusiones de fase β.

4. Aleaciones con bajos contenido de 4. Aleaciones con bajos contenido de aleantesaleantes

Para contenidos muy bajos de Pb o muy bajos de Sn la situación es análoga a la de las aleaciones isomórficas binarias, formándose una sola fase α o β.

Propiedades de las aleaciones Propiedades de las aleaciones euteutéécticascticas

Sn20 40 60 80Pb

resi

sten

cia

a la

tracc

ión

/ M

Pa

0.14

0.43

0.72

1.01

endurecimiento por solución sólida

se incrementa el eutéctico


endurecimiento por dispersión de la fase α

endurecimiento por dispersión de la fase β

hipoeutéctico hipereutéctico

Valores para la resistencia a la tracción de la aleación Pb-Sn

Dos mecanismos de endurecimiento:endurecimiento por solución sólida y el endurecimiento por dispersión

El material óptimo es el eutéctico

peso porcentual de carbonoFe 1 2 3 4 5 6 Fe3C

500

1000

1500

tem

pera

tura

/ ºC

α+Fe3C

γ+Fe3C

γ+L

L+Fe3C

L

γ

α+γ

α

δ+L

δ+γδ

6.67

4.32.11

727 ºC0.77

0.0218

El sistema hierro-carbono Hierros: Es normal denominar así a aleaciones hierro-carbono con bajo contenido de éste último, menor de un 0.008%..

Aceros: El contenido de carbono está en el intervalo entre el 0.008% y el 2.11%.

Fundiciones: El contenido mínimo de carbono es relativamente alto, de aproximadamente un 2%, mientras que el contenido práctico máximo es de aproximadamente un 4.3%. El elevado porcentaje de carbono hace que estas aleaciones sean, en general, frágiles y poco dúctiles.

El carbono es un soluto intersticial para el hierro y forma solucione sólidas con la ferrita y la ausenita

Aunque este en muy poca proporción el carbono tiene una gran influencia en las propiedades de la ferrita α

a b

Microfotografías: a) ferrita (aumentos x500), b) austenita (aumentos x500)

El sistema hierro-carbono

peso porcentual de carbonoFe 1 2 3 4 5 6 Fe3C

500

1000

1500

tem

pera

tura

/ ºC

α+Fe3C

γ+Fe3C

γ+L

L+Fe3C

L

γ

α+γ

α

δ+L

δ+γδ

6.67

4.32.11

727 ºC0.77

0.0218

En el eje derecho del diagrama la composición de carbono es de un 6.7%, valor que coincide con el necesario para formar el compuesto intermetálico carburo de hierro (Fe3C) o cementita. La parte de interés industrial del diagrama de fases hierro-carbono se denomina diagrama de fases hierro-carburo de hierro debido a que a todos los efectos el carburo de hierro se puede considerar como una de las componentes.

La importancia práctica de este compuesto radica en que, desde un punto de vista mecánico, es duro y frágil, por lo que su presencia va a aumentar la resistencia mecánica (endurecimiento por dispersión).

Por otra parte, y desde un punto de vista estructural, la cementita es un compuesto termodinámicamente metaestable; no obstante, debido a que su velocidad de descomposición (en ferrita y carbono) es extremadamente lenta, el diagrama de fases puede considerarse válido a todos los efectos.


Fe 1 2 3 4 5 6 Fe3C

peso porcentual de carbono

500

1000

1500

tem

pera

tura

/ ºC

eutéctica

eutectoide

peritéctica

compuesto intermetálico

En el diagrama de fases existen tres reacciones fundamentales, si bien dos de ellas son las que tienen

importancia industrial

L(4.3% en peso de C) γ+Fe3C(6.7% C)

enfriamiento

calentamiento

γ(0.77%C) α(0.022% C)+ Fe3C(6.7% C)

enfriamiento

calentamiento

Reacción eutéctica

Reacción eutectoide


1. Acero eutectoide

Desarrollo de Desarrollo de microestructurasmicroestructuras en los acerosen los aceros


Fe 1 2

500

1000

tem

pera

tura

/ ºC

γα+γ

α

α+Fe3C

a

b

línea de enfriamiento acero eutectoide

fase α (clara) Fe3C (oscura)1

2

3

Microestructura se caracteriza por sus reflejos nacarados, aspecto por el cual en 1864, Sorby la bautizó con el nombre de

perlita

. a) Proceso de enfriamiento lento para un acero eutectoide, b) estructura de la perlita (aumentos x500)

2. Aceros hipoeutectoides:

Contenido de carbono está comprendido en el intervalo entre 0.022% y 0.77%.

Fe 1 2

500

1000

tem

pera

tura

/ ºC

γα+γ

α

α+Fe3C

a

b

línea de enfriamiento acero hipoeutectoide


perlita ferrita

a) Proceso de enfriamiento lento para un acero hipoeutectoide, b) estructura resultante de dicho enfriamiento (aumentos x500).


3. Aceros hipereutectoides:

Contenido de carbono entre un 0.77% y un 2.11%

Fe 1 2

500

1000

tem

pera

tura

/ ºC γ

α+γ

α

α+Fe3C

a

b


línea de enfriamiento acero hipereutectoide

perlita cementita

Proceso de enfriamiento lento para un acero hipereutectoide, b) estructura resultante de dicho enfriamiento (aumentos x500)


El factor tiempo en las transformaciones de faseEl factor tiempo en las transformaciones de fase

logaritmo del tiempo de calentamiento

nucleación crecimiento

1.0

0.5

0

fracc

ión

de m

ater

ial

trans

form

ado

Evolución con el tiempo de una típica transformación de fase

Durante el proceso de formación de la nueva fase existen dos etapas claramente diferenciadas. En primer lugar ocurre la nucleación, o creación de partículas submicroscópicas capaces de crecer; las zonas más probables para que suceda esta etapa son las imperfecciones, especialmente los límites de grano. Durante la segunda etapa, denominada crecimiento, se produce el aumento de volumen del núcleo inicial

)exp(1 nkty −−=Ecuación de Avrami

Enfriamiento lento: equilibrio termodinEnfriamiento lento: equilibrio termodináámico, vmico, váálido el diagrama de faseslido el diagrama de fases

En situaciones reales, los enfriamientos son mEn situaciones reales, los enfriamientos son máás rs ráápidos, hay que introducir el factor tiempo en pidos, hay que introducir el factor tiempo en los diagramas de faseslos diagramas de fases

Diagramas temperaturaDiagramas temperatura--tiempotiempo--transformacitransformacióón (TTT)n (TTT)1.0

0.5

0t0.5po

rcen

taje

de

aust

enita

trans

form

ado

en p

erlit

a

temperatura eutectoide800

700

600

500

400

tem

pera

tura

/ ºC

curva 50% transformación

curva final (100 % perlita)

curva inicio(0% perlita)

austenita inestable

austenita estable

tiempo / s1 10 102 103 104 105

tiempo / s1 10 102 103 104 105

perlita gruesa

perlita fina

transformación a 675 ºC

final de la transformación

inicio de la transformación

Diagrama tiempo-temperatura-transformación para un acero de

composición eutectoide

temperatura eutectoide

tiempo / s

M (inicio)

M (50%)

M (90%)

800

700

600

500

400

300

200

100

010-1 1 10 102 103 104 105

tem

pera

tura

/ ºC

austensitaperlita + P

B

M+A

A+B

A

A

Diagrama TTT completo para un acero de composición eutectoide. A = austenita, P = perlita, B = bainita, M = martensita

Diagramas temperaturaDiagramas temperatura--tiempotiempo--transformacitransformacióón (TTT)n (TTT)

Estructura de la bainita (aumentos x500)

fcc

átomos de carbono atrapados en el eje c de la estructura tcc

tcc

a a

c

porcentaje de C en la martensita

3.00

2.95

2.90

2.85

2.80

eje c

eje a

pará

met

ro d

e re

d / Å

0 0.4 0.8 1.2 1.6

a

c

b

a) Estructura cristalina de la martensita, b) longitud de los ejes a y c en función del contenido de carbono, c) microfotografía de la

martensita (aumentos x500)

BainitaBainita

MartensitaMartensita

Diagramas de transformaciDiagramas de transformacióón por enfriamiento continuo (CCT): n por enfriamiento continuo (CCT): VVáálidos en lidos en situaciones reales de enfriamiento situaciones reales de enfriamiento


tiempo (s)

M (inicio)

M (50%)

M (90%)

800

700

600

500

400

300

200

100

010-1 1 10 102 103 104 105

tem

pera

tura

/ ºC

transformación por enfriamiento continuo

Paso del diagrama TTT al CCTPaso del diagrama TTT al CCT

temperatura de iniciación en la formación de la martensita

velocidad de enfriamiento crítica (140 ºC/s)


perlitamartensita+ perlitamartensita

velocidad de enfriamiento (35ºC/s)

800

700

600

500

400

300

200

100

010-1 1 10 102 103 104 105

tiempo / s

tem

pera

tura

/ ºC

Diagrama CCT y líneas características de enfriamiento continuo para el acero eutectoide

Velocidad de enfriamiento rVelocidad de enfriamiento ráápida: pida: MartensitaMartensita

Velocidad media: Velocidad media: martensitamartensita+perlita+perlita

Velocidad lenta: PerlitaVelocidad lenta: Perlita

Diagramas de transformaciDiagramas de transformacióón por enfriamiento continuo (CCT): n por enfriamiento continuo (CCT): VVáálidos en lidos en situaciones reales de enfriamiento situaciones reales de enfriamiento

Propiedades mecPropiedades mecáánicas de los diferentes nicas de los diferentes microconstituyentesmicroconstituyentes del acerodel acero

perlita+ferrita

0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

900

700

500

300

100

80

60

40

20

porcentaje en peso de C

límite

elá

stic

o y

esis

tenc

iaa

la tr

acci

ón /M

Pa

elon

gaci

ón /

%

1100resistencia a la tracción

límite elástico

elongación

perlita+Fe3C

Comportamiento mecánico de la perlita fina en función del contenido de carbono

0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

dure

za B

rinel

l

280

240

200

160

120

80

composición porcentual en C

perlita fina

perlita gruesa

Comportamiento mecánico de la perlita fina y de la perlita gruesa en función del contenido

de carbono

Enfriamiento muy lento: perlita gruesa

Menos lento: perlita fina

Bainita

Los aceros bainíticos son más duros y resistentes que los perlíticos. La razón que justifica este comportamiento es que estos materiales presentan una estructura más fina, a base de partículas muy pequeñas de cementita en un matriz ferrítica (endurecimiento por dispersión). Estos materiales presentan una interesante combinación de resistencia y ductilidad.

100

200

300

400

500

600

700

0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

porcentaje en peso de C

dure

za B

rinel

l

martensita

perlita fina

Dureza de un acero martensítico y de uno perlítico en función del contenido de carbono

Martensita

Propiedades mecPropiedades mecáánicas de los diferentes nicas de los diferentes microconstituyentesmicroconstituyentes del acerodel acero

Tratamientos tTratamientos téérmicos de los acerosrmicos de los aceros

A1

tiempo

temperatura

A3

T N R(1)

(2)

(3)

1. Calentamiento del material hasta la temperatura prevista2. Mantenimiento a esta temperatura

3. Enfriamiento hasta temperatura ambiente

600

1000

tem

pera

tura

/ ºC


A1

A3

727 ºC

0 1 2

Recocido: Este proceso se lleva a cabo para eliminar tensiones, incrementar la plasticidad, la ductilidad y la tenacidad y/o producir una microestructura específica. En otros términos, es un tratamiento que trata de llevar al material a un estado de equilibrio ideal.

Normalizado:Los aceros que se han deformado plásticamente contienen granos de perlita. Estos granos son relativamente grandes, lo que resulta un inconveniente en sus eventuales aplicaciones. Para mejorar sus propiedades y obtener una distribución de granos uniforme se someten a un proceso de afinado o normalizado.

Templado: El tratamiento de templado busca conseguir que el acero estéconstituido por martensita.

T N R

σ

ε

Ensayo esfuerzo-deformación para el mismo acero tras ser sometido a un proceso de templado (T), normalizado (N) y recocido (R). (x=fractura)

Un mismo acero puede tener propiedades mecánicas muy diferentes dependiendo de su microestructura

Revenido de la martensita: La martensita resultante de un enfriamiento rápido del acero (templado) es excesivamente frágil y por ello, en la mayor parte de las aplicaciones, este acero es inservible

Este procedimiento consiste esencialmente en calentar el acero martensíticoa una temperatura inferior a la eutectoide (A1), entre 150 y 600ºC, durante un cierto periodo de tiempo (una hora aproximadamente).

Al ser la martensita una estructura de no equilibrio, dicho tratamiento da lugar a su parcial transformación en dos fases estables: ferrita y cementita. La microestructura de la martensita revenida resultante estáconstituida por partículas extremadamente pequeñas y uniformemente dispersadas en una matriz ferrítica continua

La La extraordinarextraordinarííaa capacidad del acero para dar lugar a diferentes capacidad del acero para dar lugar a diferentes microestructurasmicroestructuras y por tanto a las distintas propiedades que acabamos y por tanto a las distintas propiedades que acabamos de analizar, es parte fundamental de las tecnologde analizar, es parte fundamental de las tecnologíías de produccias de produccióón y n y transformacitransformacióón de piezas con base aceros. Sin querer realizar una n de piezas con base aceros. Sin querer realizar una discusidiscusióón exhaustiva, se muestran a continuacin exhaustiva, se muestran a continuacióón algunos aspectos n algunos aspectos relaccionadasrelaccionadas con estas ideas con estas ideas

Tratamientos superficiales

Calentamiento selectivo de la superficie: Se calienta la superficie por encima de la temperatura A3, mientras que se mantiene el centro de la pieza por debajo de A1. Una vez templado el acero, el centro de la pieza seguirá siendo una mezcla de ferrita y perlita blandas, en tanto que la superficie será de martensita. La profundidad de la capa de martensita se corresponde con la profundidad de la capa endurecida. El revenido produce la combinación adecuada de dureza y tenacidad en la superficie. El calentamiento local de la pieza se puede conseguir por diversos procedimientos: llama de gas, bobina de inducción eléctrica , irradiando con radiacion laser, o mediante un haz electrónico.

Cementación. En el caso de que la dureza superficial deseada sea aún mayor a la que se puede conseguir mediante el proceso previo se recurre a otros procedimientos.En la cementación, se difunde carbono a través de la superficie del metal a una temperatura por encima de A3

TemplabilidadLos tratamientos anteriores permiten obtener una microestructura heterogenea. Sin embargo

en ciertas ocasiones se necesita una microestructura homogenea en el material . El concepto de templabilidad es una factor clave en estas situaciones.

En los aceros de bajo contenido de carbono la nariz de las curvas TTT o CCT ocurre a tiempos muy cortos. Este hecho hace que para producir solo martensita se deba recurrir a velocidades de enfriamiento muy elevadas. En seciones de acero delgadas, estas velocidades pueden producir distorsión y grietas. En piezas de mayor sección, no es posible producir una estructura 100% martensita mediante los procedimientos de enfriamiento habituales.

Este dificultad se resuelve introduciendo en la formulación elementos adicionales. Por ejemplo, la adición de elementos como molibdeno, cromo o niquel en una proporción del 2 al 7% permiten, mediante enfriamiento en aceite o aire, conformar materiales con una estructura martensítica que son utilizados en la fabricación de cigueñales, llaves de herramientas, muelles, etc.

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