diagramas de metalografía

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1

TEMA 7

Diagramas de fase y transformaciones de fase

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ndice general

1. Definiciones: microestructura, fases, componentes, solubilidad y lmite de solubilidad.

2. Diagramas de equilibrio de fase

2.1 Introduccin

2.2 Interpretacin de los diagramas de fase

2.3 Equilibrio de fases. Principios termodinmicos.

2.4 Algunos tipos comunes de diagramas de fase.

2.5 Construccin de diagramas de fase

2.6 Desarrollo de microestructuras

2.7 El diagrama de fases Fe-C (aceros)

3. Cintica: nucleacin y crecimiento de fases.

2

3

1. Definiciones

Microestructura: las propiedades mecnicas y fsicas de un material dependen de su microestructura. Esta puede consistir enuna simple estructura de granos en un metal o cermico puro, o en una ms compleja mezcla de distintas fases en una aleacin.

Mezcla de dos fases Fe-C distintas en un acero

Estructura de granos de Cu puro

150 um

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1. Definiciones

Fase: porcin homognea de un sistema que tiene caractersticas fsicas y qumicas uniformes: un material puro, un slido, un lquido o un gas se consideran fases. Si una sustancia slida, puede existir en dos o ms formas (por ej., puede tener tanto la estrucutra FCC como la BCC), cada una de estas estructuras es una fase separada.

Componente: un metal y/o un compuesto que forma parte de una aleacin.

Ejemplos: Mezcla agua-hielo a 0C: tiene un

componente: H20 y dos fases: slido y lquido.

Micrografa de la derecha: tiene dos componentes: Fe y C y dos fases, que aparecen de color ms claro y ms oscuro en la micrografa

Acero (Fe-C)

3

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1. Definiciones

Solucin slida: tomos de dos tipos diferentes: uno mayoritario, que es el disolvente y otro minoritario, que es el soluto. Los tomos del soluto ocupan posiciones susbstitucionales o intersticiales en la red del disolvente y se mantiene la estructura cristalina del disolvente

Material puro ASolucin slida A-B

Substitucional Intersticial

tomo A

tomo B

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1. Definiciones

Lmite de solubilidad: en muchas aleaciones y para una temperatura especfica, existe una concentracin mxima de tomos de soluto. La adicin de un exceso de soluto a este lmite de solubilidad forma otra disolucin slida o compuesto con una composicin totalmente diferente

Ejemplo: sistema agua-azcar (H20-C12H22O11)

4

7

2. Diagramas de fase: Introduccin

Los diagramas de equilibrio de fase son mapas (por ejemplo, en el espacio temperatura-presin o temperatura-composicin) de las fases de equilibrio de un material en funcin de las condiciones de P, T y composicin.

Por ejemplo: H20

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Adems, existen un nmero diferente de estructuras cristalinas en las que puede aparecer el H20 en estado slido, y cada una de estas estructuras existe en una regin diferente del espacio P-T, es decir, cada una de estas fases es estable para ciertas condiciones de P y T.

http://www.sbu.ac.uk/water/phase.html

5

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Ejemplo de diagramas de equilibrio de fases binarios

Liquidus

SolidusLiquidus

Solidus

10

2. Diagramas de fase: Interpretacin2.2. Interpretacin de los diagramas de fase: zonas bifsicas Sea una aleacin A-B de composicin xB a temperatura T1 (es decir, en la

regin de coexistencia S+L). Queremos conocer la fraccin de slido fS y la fraccin de lquido fL en equilibrio y sus composiciones.

Las composiciones del slido y lquido en equilibrio vienen dadas por xB(S) y xB(L), es decir, la interseccin de la isoterma con las lneas que delimitan la regin bifsica.

6

11

2. Diagramas de fase: Interpretacin2.2. Interpretacin de los diagramas de fase: zonas bifsicas

( )SLOL

SxLxxLxfLxfSxfx

BB

BBSBSBSB =

=+=

)()()( )(1)(

Proporcin de cada fase Si el sistema tiene N atomos, el nmero de tomos de

B en el sistema se puede expresar como:

Igualando obtenemos la regla de la palanca (inversa):

( ) NLxfNSxfNLxfNSxfN BSBSBLBSB +=+= )(1)()()(BB xNN =

SLSO

SxLxSxxf

BB

BBL =

=

)()()(

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2. Diagramas de fase: termodinmica

2.3. Equilibrio de fases. Principios termodinmicos La materia puede existir en diferentes estados (slido, lquido, gas) en funcin de las

condiciones de temperatura, presin y composicin. Adems, un slido puede poseer diferentes estructuras atmicas bajo distintas condiciones. Los principios de la termodinmica controlan el estado de equilibrio de un material (la fase o las combinaciones de fases) en funcin de las condiciones de P y T.

Supongamos por ejemplo la energa potencial de un sistema:

El equilibrio no dice nada acerca del tiempo necesario para alcanzarlo: la cintica tambin es importante.

(d) Equilibrio estable(a) Equilibrio metaestable

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PdVdqdU =1 ley de la Termodinmica:

2 ley de la Termodinmica:

Entalpa:

A P constante:

Entropa:

TdSdq reversible Proceso TdSdq =leirreversib Proceso TdSdq mezclaG

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(c) Que la mezcla sea energticamente favorable slo para algunas composiciones

0

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2. Diagramas de fase: tipos

2.4 Tipos comunes de diagramas de fase(a) Solubilidad total en fases slido y lquido

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Equilibrio en una regin bifsica: composicin de las fases en equilibrio Construccin de la tangente comn: las figuras representan las curvas de

energa de dos fases en equilibrio. En la regin intermedia (por ejemplo, con una concentracin xB(0)), la mnima energa corresponde a una mezcla de fases L y S, cuyas composiciones vienen dadas por la tangente comn de las dos curvas.

(a) (b)

12

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(a) Solubilidad total en fases slido y lquido: Ejemplo

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(b) Separacin de fases

13

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(b) Separacin de fases: Ejemplo

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(c) Sistema eutctico con solubilidad parcial

En el punto eutctico, la reaccin eutctica es: +L

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(c) Sistema eutctico con solubilidad parcial: ejemplo

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(d) Diagrama de fases con compuestos intermedios

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(e) Ejemplos de sistemas binarios (dos componentes) ms complicados

Sistema metlico Sistema cermico

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2. Diagramas de fase

2.5. Construccin de diagramas de fase Los diagramas de fase se pueden determinar mediante:

Clculos termodinmicos Identificando las fases presentes en funcin de la T y composicin mediante

observacin directa en el microscopio y anlisis qumico Midiendo cambios de propiedades en funcin de la T y la composicin Curvas de enfriamiento durante la solidificacin: la velocidad de enfriamiento

disminuye durante la transformacin debido al calor latente de fusin

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2. Diagramas de fase: microestructura

2.6 Relacin entre diagrama de fases y microestructuraVamos a ver ejemplos de microestructuras de enfriamiento lento (equilibrio) tpicas

(a) Solubilidad total en fases slido y lquido

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(b) Sistema eutctico: Pb-Sn.

TE= CE=

Liquidus

Solidus

Solvus

CE CE

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(b) Sistema eutctico: Pb-Sn.

C1 C2 C4 C3

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(b) Sistema eutctico: Pb-Sn. Aleacin de composicin C1

18

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(b) Sistema eutctico: Pb-Sn. Aleacin de composicin C3=CE

Microestructura tpica

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37



Microestructura tpica

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2. Diagramas de fase: diagrama Fe-C

2.7 Diagrama Fe-C

Aceros Fundiciones

20

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(a) Microestructuras de Ferrita Fe() y Austenita Fe() puros

Ferrita Fe() Austenita Fe()

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(b) Reaccin eutectoide: + CFeFeFe 3)()( + Perlita

Microestructura perltica

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41


(c) Microestructura de un acero hipoeutectoide (%C < CE)

Acero hipoeutectoide

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(d) Microestructura de un acero hipereutectoide (%C > CE)

Acero hipereutectoide

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Efecto sobre las propiedades mecnicas

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ndice general

1. Definiciones: microestructura, fases, componentes, solubilidad y lmite de solubilidad.

2. Diagramas de equilibrio de fase

3. Cintica: nucleacin y crecimiento de fases.

3.1 Difusin en estado slido

3.2 Fuerza impulsora de la transformacin

3.3 Intercaras

3.4 Nucleacin homognea y heterognea

3.5 Velocidad de crecimiento

3.6 Velocidad de transformacin

3.7 Transformaciones militares

4. Tratamientos trmicos de aleaciones metlicas:

4.1 Tratamiento trmicos en los aceros

4.2 Precipitacin en aleaciones Al-Cu

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3. Cintica: difusin

3.1 Difusin en estado slido Los tomos se mueven en un cristal realizando saltos sucesivos desde una

posicin a la siguiente. Si los tomos son suficientemente pequeos, pueden ocupar posiciones intersticiales. En caso contrario, los tomos difunden ocupando posiciones substitucionales y slo pueden difundir si existen vacantes en el material.

Difusin intersticial(p.ej. C en Fe)

Difusin substitucionalvia vacantes

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3. Cintica: difusin

Si existe un gradiente de concentraciones en el slido, se producir un flujo neto de soluto a travs del slido. Este flujo viene dado por la relacin fenomenolgica llamada 1 ley de Fick, que para una dimensin viene dada por:

donde:J es el flujo atmico por unidad de rea y unidad de tiempo [ nmero m-2 s-1]N es la concentracin de soluto [ nmero m-3 ]x es una distancia [ m ]D es el coeficiente de difusin [m2 s-1 ]

xNDJ

=

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3. Cintica: difusin

En condiciones no estacionarias el flujo y el gradiente de composiciones variarn con el tiempo. La 2 ley de Fick establece que:

Una solucin simple aproximada a esta ecuacin diferencial viene dada por:xND

tN

2

2

=

Dtx

donde t: es el tiempo a lo largo del cual se ha producido la difusinx: es la longitud a travs de la cual se ha producido la difusin

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3. Cintica: difusin

La difusin es un proceso activado trmicamente. El coeficiente de difusin tiene una dependencia con la temperatura T tipo Arrhenius:

=

RTQDD exp0

donde Q: es la energa de activacin para la difusin [ J mol-1]R: es la constante universal de los gases (8,314 J mol-1 K-1)

Ejemplo:

1.E-17

1.E-15

1.E-13

1.E-11

1.E-09

1.E-07

0.0005 0.001 0.0015 0.002

1/T (K-1)

D (m

2 s-1

)

T (K)

600

Austenita Ferrita

1200 800

C en Fe ( )

C en Fe ()

Mo en Fe ()

25

49

3. Cintica: fuerza impulsora

3.2 Fuerza impulsora de la transformacin Consideremos la una transformacin de fase L a S de la misma composicin. La

fuerza impulsora ser el cambio de energa de Gibbs GLS que se produce en la transformacin:

SLSLSL = STHG

SLSLSL 0 == STHG e

( ) SLSLSLLS ) ( == STTSTSTTaG ee

A T=Te, Si asumimos que HLS y SLS son independendientes de la T (esta aproximacin

asume que las dos fases tienen la misma Cp, y es una buena aproximacin para fases condensadas (slidos y lquidos) (v. transparencia n 13 y 17)

Por lo tanto, la fuerza impulsora para la transformacin es proporcional a la desviacin de la T con respecto a la temperatura de equilibrio Te.

50


Por ejemplo, en determinadas condiciones se puede enfriar un lquido por debajo de su temperatura de fusin sin que solidifique. A esta situacin se le llama lquido subenfriado y en esas condiciones, la fuerza impulsora para la transformacin aumenta cuanto ms bajemos la temperatura:

( ) STTGGG mlquidoslidoSL ==

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3. Cintica: intercaras

3.3 Intercaras Toda intercara entre dos fases (por ej: S-G, S-L, S-S) tiene una energa

superficial porque los tomos que se encuentran en esa intercara no estn en posiciones de equilibrio mnimo, ya que no tienen todos sus enlaces satisfechos.

La energa superficial [J/m2] equivale a una tensin superficial: F= [N/m] En el caso de un slido, la energa superficial depender del plano cristalogrfico

(de ah, la forma de los monocristales que muestran planos de baja energa superficial).

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3. Cintica: intercaras

Intercaras entre fases slidasConsiderar una intercara entre dos fases slidas y , la intercara puede ser de varios tipos:(a) Coherente. Existe un registro perfecto entre las dos estructuras cristalinas(b) Incoherente. No existe registro entre ambas estructuras.

(a) (b)

Las intercaras coherentes tienen una energa menor que las intercaras incoherentes

coher < incoher

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3.4 Nucleacin de una nueva fase:(a) Nucleacin homognea: Toda transformacin conlleva un proceso de nucleacin y un proceso de crecimiento

de esos ncleos hasta que el material se ha transformado totalmente. La nucleacin homognea ocurre en una fase uniforme que no tiene

heterogeneidades donde la nucleacin pueda ocurrir preferentemente. Supongamos, por simplicidad, la solidificacin de un lquido y la nucleacin de un ncleo esfrico del slido en el lquido:

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El cambio de energa de Gibbs en la transformacin de la antigua a la nueva fase se puede expresar como GV (por unidad de volumen), es decir, la fuerza impulsora de la transformacin por unidad de volumen:

y ser: 0 a la temperatura de fusin (equilibrio)negativa, para un lquido subenfriado (cuando T

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3. Cintica: nucleacin

Por lo tanto, el trabajo realizado para formar un ncleo vendr dado por:

23 434 rrGSVGW VV +=+=

r

W

r*

W* W

4 r 2

4/3 r 3G V

W tiene un mximo (W*) para un valor crtico del radio r* para r < r*, el ncleo desaparecer para r > r*, el ncleo crecer.

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Por lo tanto, calculando el mximo de la curva obtenemos:

As, a medida que TTe, GV 0 , r* y W* , con lo que la nucleacin de la nueva fase es imposible.

2

3

316* 2* 0

VV GW

Gr

drdW

=

==

29

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La velocidad de nucleacin debe ser proporcional a la poblacin de ncleos de tamao crtico y a la velocidad a la cual los tomos se unen a un ncleo para que su tamao aumente por encima del tamao crtico (r > r*), para que crezca espontneamente.

kTQkTW

exp

*exp Poblacin de ncleos crticos:

Velocidad de adicin de tomos a un ncleo:

donde Q es la energa de activacin para la difusin. Por lo tanto, la frecuencia de nucleacin I [nmero m-3 s-1] tendr la forma:

constante. una es donde *)(exp 00 IkTWQII

+=

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As, para la solidificacin de un lquido la frecuencia de nucleacin tiene la forma:

T

I [ncleos m-3 s-1]

T e

La conclusin importante es que existe un rango de temperatura substancial por debajo de la temperatura de fusin en el cual la velocidad de nucleacin de la nueva fase es cero, ya que la fuerza impulsora para la transformacin GV no es suficientemente grande para permitir crear la nueva superficie alrededor del ncleo.

30

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(b) Nucleacin heterognea: La nucleacin puede sufrir un efecto catalizador por la presencia de

heterogeneidades (partculas, fronteras de grano, etco las paredes de un molde en el caso de un lquido) en la fase original de partida. Supongamos que durante la solidificacin de un lquido se forma un ncleo slido en forma de casquete esfrico, de radio r, sobre la pared de un molde.

El ngulo de contacto, , se puede determinar planteando el balance de las tensiones superficiales (equivalentes a la energa superficial):

cosSLSMLM +=

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Entonces, el trabajo necesario para la formacin del ncleo vendr dado por:

Se puede demostrar que (se deja como ejercicio):

22curvada superficiefase nueva

M-L intercaraM-S intercaraL-S intercarafase nueva

aaSVGSSSVGW

LMSMSLV

LMSMSLV

++=

++=

( )( )4

cos1cos2*

**2

homog*

heter

homogheter

+=

=

WW

rr

Por ejemplo: para = 90; W*het =1/2 W*hom = 10; W*het =10-4 W*hom = 180; W*het = W*hom

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Comparacin nucleacin homognea-nucleacin heterognea:

Por lo tanto, la nucleacin heterognea es ms fcil que la nucleacin homognea y ocurre a desviaciones ms pequeas del equilibrio.

T

I [ncleos m-3 s-1]

T e

Nucleacinhomognea

Nucleacinheterognea

=40

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3. Cintica: crecimiento

3.5 Crecimiento de los ncleos Una vez que se ha producido la nucleacin, la nueva fase tiene que crecer hasta que la fase

antigua desaparezca. Este crecimiento se produce mediante el intercambio (difusin) de tomos a travs de la intercara entre las dos fases. Como en todo proceso activado trmicamente, existe una energa de activacin, que es asimtrica cuando existe una fuerza impulsora para la transformacin. Si la fuerza impulsora es GV (por unidad de volumen), la fuerza impulsora ser (v GV), donde v es el volumen de un tomo:

Velocidad de difusin: fase antigua fase nueva

Velocidad de difusin: fase nueva antigua

( )

kTGvQ

kTQ

Vexp

exp

Por lo tanto, la velocidad de crecimiento (avance de la intercara) tendr la forma:

=

kTGv

kTQCC Vexp-1 exp0

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3. Cintica: crecimiento

La velocidad de crecimiento muestra un mximo en funcin de la temperatura, pero a diferencia de la nucleacin homognea, la velocidad de crecimiento puede ser relativamente grande, incluso para pequeas desviaciones del equilibrio.

En cambio a temperatura bajas, el crecimiento es muy lento porque la movilidad, y por lo tanto, la difusin de los tomos es difcil.

T

C [m s-1]

T e

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3. Cintica: transformacin

3.6 Velocidad de transformacin Una transformacin de fase requiere de nucleacin y crecimiento. La

velocidad de transformacin, por tanto, depender de la velocidad de ambas.

Se suele describir como el tiempo necesario t(y) para transformar una fraccin y de la muestra a una temperatura determinada. Un diagrama de transformacin isotermo, del tipo de la figura, muestra t(y) en funcin de la temperatura (el tiempo se suele representar en escala logartmica).

Estos diagramas tambin reciben el nombre de curvas TTT (Tiempo-Temperatura-Transformacin). La velocidad de transformacin est limitada por una nucleacin lenta a altas temperaturas y un crecimiento lento a baja temperatura.

33

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Curva TTT (Tiempo-Temperatura-Transformacin)

66


Ejemplo: la transformacin austenita-perlita en un acero de composicin eutectoide: perlita gruesa y perlita fina

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3.7 Transformaciones militares Las transformaciones de fase que hemos visto hasta ahora requieren de la difusin

de los tomos a unas distancias considerables y por ello, se les llama transformaciones controladas por difusin.

Sin embargo, existen transformaciones de fase que no requieren de difusin y a estas transformaciones se les denomina transformaciones militares. Estas transformaciones resultan en un cambio en la estructura cristalina sin que se produzca difusin atmica. En general, conllevan una distorsin de la red cristalina original para dar lugar a una nueva estructura, pero los tomos no se desplazan una distancia muy grande.

Se puede encontrar un ejemplo en el sistema Fe-C. Cuando el enfriamiento es suficientemente rpido para evitar la formacin de ferrita y perlita, existe una temperatura por debajo de la cual la austenita se convierte en martensita.

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Transformacin austenita martensita:

35

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Microestructura de la martensita para un acero Fe-0,8% C:La martensita tiene forma de agujas o lentculas donde se ha producido la transformacin mediante la distorsin de la red (sin difusin), embebidas en austenitaretenida (que no ha transformado).

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4. Tratamientos trmicos

4.1 Tratamientos trmicos en los aceros Recocido Temple y revenido Importancia de los elementos de aleacin

36

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RecocidoConsiste en calentar un material a alta temperatura durante un tiempo y luego enfriarlo lentamente para:

Eliminar tensiones residuales Incrementar ductilidad y tenacidad

Los tratamientos de recocido se suelen aplicar a materiales deformados en fro para reducir los efectos del endurecimiento por deformacin y aumentar as su ductilidad para su trabajo posterior.

Durante el recocido tienen lugar procesos de: Restauracin: la densidad de dislocaciones disminuye gracias a la activacin de la

difusin a altas temperaturas. Recristalizacin: nuevos granos sustituyen a los granos deformados. Crecimiento de grano

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Recocido: Microestructuras de un acero ferrtico antes de la deformacin, despus de la deformacin y despus de un tratamiento de recocido con recristalizacin.

YY

Y

Estructura inicial Tras deformacin Tras recocido

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Temple y revenidoEl temple consiste en el enfriamiento rpido de un acero austenizado para producir la transformacin a martensita.

Austenizacin

Revenido

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Propiedades de la martensita La martensita es la fase ms dura

del acero, como se puede ver en la figura, y es muy til en aplicaciones donde el desgaste es importante.

Sin embargo, tambin es muy frgil, con lo que es inservible en la mayora de las aplicaciones. Por ello, a la martensita se le suele someter a un tratamiento trmico posterior, llamado revenido.

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Revenido: consiste en el calentamiento del acero procedente del temple a una temperatura inferior a la eutectoide (generalmente, entre 250 C y 650 C) durante un perodo de tiempo.

Durante el revenido, se consigue, por difusin atmica, la formacin de martensita revenida:

es decir, la descomposicin en las fases estables: ferrita y cementita, en forma de una dispersin muy fina de cementita en una fase ferrtica.

De esta forma, se consigue aumentar la tenacidad del acero templado, conservando valores de resistencia considerables.

C)Fe :(bifsica aBCT)(monofsicrevenidaMartensita Martensita

3+

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Microestructura de la martensita y la martensita revenida para un acero Fe-0,8% C:La martensita tiene forma de agujas o lentculas donde se ha producido la transformacin mediante la distorsin de la red (sin difusin), embebidas en austenitaretenida (que no ha transformado).La martensita revenida consiste en una matriz ferrtica que contiene una dispersin fina de partculas de cementita.

Martensita Martensita revenida

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Importancia de los elementos de aleacin: Los aceros que contienen carbono como nico aleante se denominan aceros al

carbono, mientras que los aceros aleados contienen apreciables concentraciones de otros elementos, como Cr, Ni, Mo, W, Ti, Nb, Cu, etc

Estos aleantes afectan a las transformaciones de fase y sus velocidades, y pueden dar lugar a fenmenos de precipitacin. Los tratamientos trmicos se deben ajustar a cada acero especfico para optimizar su microestructura y sus propiedades en funcin de las aplicaciones.

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Importancia de los elementos de aleacin: Ejemplo: retraso de la transformacin Austenita Perlita de un acero eutectoide

por la adicin de Mo, dando lugar a un acero ms fcil de templar.

40

79

4. Tratamientos: precipitacin

4.2 Tratamientos trmicos de precipitacin Disolucin y precipitacin Lo que se pretende es controlar la distribucin de precipitados mediante:

Un tratamiento trmico de disolucin a T0, para que todo el elemento B est en solucin slida en la fase

Un temple para obtener una solucin slida supersaturada Un tratamiento trmico de precipitacin (a T

41

81

4. Ejemplo: precipitacin en Al-Cu

Aleaciones Al-Cu para aplicaciones aeronuticas Casi el 50% del peso total de los aviones comerciales corresponde al avin vaco, sin

pasajeros ni combustible. Por lo tanto, una reduccin en el peso de los aviones puede aumentar el beneficio de las compaas areas de forma significativa. Por ello, se intenta utilizar materiales de baja densidad, como el Al. Sin embargo, el Al puro no es muy resistente a la deformacin plstica.

Las aleaciones comerciales Al-Cu, con un contenido en Cu del ~4% en peso, presentan una resistencia mayor que el Al puro gracias al endurecimiento por precipitacin que se consigue mediante un ajuste muy fino de los tratamientos trmicos que se deben dar al material. Para entender el endurecimiento por precipitacin en las aleaciones Al-Cu, estudiemos el diagrama de fases Al-Cu.

Se observa un eutctico en el lado rico rico en Al, entre la fase (solucin slida de Cu en Al), que es fcc, y un compuesto , de composicin aproximada Al2Cu, que es tetragonal.

La microestructura ptima de las aleaciones Al-4% Cu se consigue mediante: Un tratamiento trmico de disolucin a ~540 C, para que todo el Cu est en solucin

slida Un temple para obtener una solucin slida supersaturada Un tratamiento trmico de precipitacin (a T

42

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Regin de inters del diagrama de fases para un Al-4% Cu

84


Propiedades mecnicas en funcin del tratamiento de precipitacin:

43

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Relacin con la microestructura Se ha observado que la precipitacin de la fase no es directa, si no que se forman

varios compuestos intermedios. Nosotros nos fijamos en uno de estos compuestos intermedios: .

Las propiedades mecnicas ptimas corresponden al momento en el que los precipitados son de la fase , momento en el que los precipitados son muy pequeos y estn muy poco espaciados entre s.

La fase es una fase metaestable (no est por lo tanto en el diagrama de fases). Notar que aparecen como lneas en la imagen, por lo que tienen forma de disco en 3-D.

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Relacin con la microestructura

+ +

44

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Por qu se produce esta secuencia de precipitacin? Se debe a las diferentes estructuras cristalinas de las fases. La fase es fcc y las

fases y son tetragonales. No existen planos coincidentes entre las fases y , y por lo tanto todas sus

intercaras son incoherentes. Sin embargo, las existen planos cristalogrficos coincidentes entre las fases y

, por lo que entre ambos compuestos se pueden formar intercaras coherentes a lo largo de ciertas direcciones. Por eso los precipitados estn orientados de una forma determinada con respecto a la fase y tienen forma de disco (para maximizar la proporcin de intercara coherente).

Matriz

Precipitados

88


Intercaras entre las fases , y .

+ +

Intercaras coherentes Intercaras incoherentes

45

89

4. Ejemplos

Por qu precipita antes un compuesto metaestable ?Porque aunque su energa libre sea mayor, la energa de las intercaras, al ser coherentes, es menor con lo que la barrera energtica para la nucleacin tambin es menor.

Energa libreBarrera energtica para la nucleacin
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