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Recursos Metalúrgicos - Metalurgia General II
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Carátula
Facsimil
Nota: Con ésta traducción el autor del presente texto comenzaría por breve tiempo La Metalurgia
Física por primera vez en la universidad peruana; previamente sustentó un trabajo a la primera Convención Peruana de Ingenieros Químicos en 1955 en el Campo de la Universidad Nacional de Ingeniería; el trabajo se aprobó como "Voto" (pags. 96, 97 y 98) de las Actas y Trabajos de la I Convención, Imprenta Salas e hijos S.A.
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Guillermo Tantaleán Vanini
Recursos Metalúrgicos - Metalurgia General II
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INTRODUCCIÓN
Los diagramas de equilibrio explican las relaciones existentes entre las fases en los metales y aleaciones. Él capitulo 4 mostró que los átomos pueden combinarse para formar una fase gaseosa, una fase
líquida o una fase sólida y es evidente que las propiedades de estas fases influencian acentuadamente
en las propiedades de una aleación dada. Sin embargo el comportamiento de una aleación depende
también de la manera en que se encuentran relacionadas éstas fases. Una aleación compuesta de dos
fases sólidas por ejemplo puede tener una variedad de propiedades, dependiendo de la estructura que
formen esas dos fases, dos ejemplos de utilidad comercial basados en los cambios estructurales ayudarán a ilustrar este punto.
Contrariamente a la creencia popular, el acero es útil no sólo porque es duro sino porque también es
suave. Numerosas sustancias son tan duras y más que el acero, pero presentan problemas para su
adaptación en las operaciones manufactureras para darle forma. En el caso del acero sucede lo siguiente: bajo cierta condición y a la temperatura ambiente el acero es una mezcla de cristales de ferrita
y cementita, esta aleación es suficientemente suave para poder ser trabajado con las máquinas usuales
y a su vez presenta la ductilidad suficiente para efectuar por doblamiento o conformación mecánica
definitiva. Sin embargo después de estas operaciones de adaptación el acero puede ser transformado
en una sustancia extremadamente dura por medio de un cambio en las fases. Estos cambios envuelven
una tercera fase sólida, producida por calentamiento y su descomposición mas tarde por un enfriamiento. El diagrama hierro – carbón estudiado en el presente capítulo es la base del tratamiento térmico para suavizar y endurecer aceros. Se mostrará también que dicho diagrama tiene otros usos.
Las aleaciones de cobre-berilio son un ejemplo de los cambios en la estructura cristalina que afectan radicalmente las propiedades metálicas. Como los aceros las aleaciones básicas de cobre contienen aproximadamente 2 % de berilio, siendo suaves y dúctiles en algunas condiciones (cuando se
encuentran las fases alfa y gama por ejemplo). Después de las operaciones de adaptación, la aleación
puede ser endurecida por cambio de fases. En este caso el cambio consiste en disolver la fase gamma
por calentamiento y después precipitarla pero en forma finamente dividida. (Los términos alfa y gamma
son explicados en este capitulo). Estas aleaciones y las precipitaciones de enfriamiento serán estudiadas en los capítulos siguientes; los principios simples expresados reposan en el uso de los diagramas de
equilibrio.
Los cambios de fases al estado sólido son de fundamental importancia en metalurgia física, como
mostraron los ejemplos y las reacciones líquida, sólido como aquellas que ocurren en la solidificación
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de las piezas de fundición son también importantes. Es conveniente por eso usar las reacciones líquidosólido como ejemplos en los diagramas de equilibrio y entonces mostrar la analogía en las reacciones
sólido-sólido. Algunas veces las fases gas o vapor deben ser consideradas en las reacciones metálicas,
pero es inconveniente representar las condiciones de equilibrio implicando la fase vapor en los diagramas de equilibrio ordinarios de componentes (dos metales).
FIGURA 5 - 1
FIGURA 5 - 2
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FIGURA 5 - 3
FIGURA 5 - 4
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FIGURA 5 - 5
Temperature
Liquid
(50% Ni
50% Cu)
Nuclei (67% NI, 33% Cu)
formed in liquid
(about 50% Ni, 50% Cu)
2400° F
(1316° C)
2280° F
(1249° C)
Dendrites (68% Ni, 40% Cu)
growing into liquid
(43 % Ni, 57% Cu)
Freezing
range
0
Three grains of solid
eboy (50% Ni, 50% Cu)
Time
FIGURA 5 - 6
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FIGURA 5 - 7
FIGURA 5 - 8
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FIGURA 5 - 9
FIGURA 5 - 10
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FIGURA 5 - 11
FIGURA 5 - 12
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FIGURA 5 - 13
FIGURA 5 - 14
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FIGURA 5 - 15
FIGURA 5 - 16
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FIGURA 5 - 17
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FIGURA 5 - 19
FIGURA 5 - 20
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FIGURA 5 - 21
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FIGURA 5 - 22
Metal A atom
Metal B atom
(a) An ordinary solid solution the
atoms are in disordered
position
(b) An ordered structure
FIGURA 5 - 23
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FIGURA 5 - 25
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FIGURA 5 - 26
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FIGURA 5 - 28
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Tabla 5-1
Vapor Pressure Data for Some of the Elements
Liquid*
Solid*
Triple point**
Element
A
Aluminum
B
A’
B’
13,310
8.59
13,870
9.29
Calcium
8,000
7.45
8,490
7.88
Carbon
28,200
9.60
Chromium
16,700
8.95
17,600
9.44
Cobal
16,100
7.57
16,900
7.95
Copper
15,970
8.45
16,770
Iron
18,480
8.53
Lead
9,190
Magnesium
7,120
Manganeso
Temperature
°C
Pressure
(mm of
mercury)
850
1.8
3727
10
1920
60.0
9.04
1084
10-5
19,270
8.97
1535
0.05
7.45
9,460
7.90
327
negligible
8.03
7,500
8.54
650
2.5
12,000
7.83
12,800
8.37
1244
0.8
3,066
7.75
3,810
10.38
Molybdenum
28,100
8.42
29,600
8.92
Nickel
19,100
9.24
20,000
9.77
1455
0.01
Silver
13,270
8.23
13,880
8.70
961
0.002
Tin
14,800
8.70
16,300
11.67
232
negligible
Zinc
6,160
8.11
6,950
9.20
419
0.1
Mercury
* Butts, A., Metallurgical Problems. New York: McGraw - Hill, 1943
** Vickery, R. C., "The Vapor Phase of Metal," Metallurgia, 32 (May, 1946) p.r.
FIGURA 5 - 29
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Sistemas de un Componente
Diagramas de equilibrio
¿Cómo transformar un metal a una condición líquida para su moldeo? ¿O al estado de vapor
para su purificación? ¿O a una diferente estructura cristalina?. Obviamente deben variarse una o
más condiciones externas y de éstas la temperatura y presión son los más importantes. Aunque es
posible cambiar al azar la temperatura y la presión de un metal hasta que los efectos deseados son
producidos, es mucho más satisfactorio escoger las condiciones óptimas a partir de los datos recolectados por estudios anteriores. Estos datos están concisamente presentados en diagramas únicos
para cada metal.
La figura 5-1 es el diagrama uni-componente para el magnesio 18. Este diagrama muestra que las
fases 19 están presentes en función de la temperatura y la presión. En este ejemplo las tres fases que
pueden existir corresponden a los tres estados de la materia, vapor, líquido y sólido. La interpretación
de los diagramas de equilibrio se hace de fácil entendimiento por la regla siguiente: solo los “puntos” en
el diagrama tienen significado físico, puesto que las variables son la temperatura y la presión, evidentemente un “punto” esta determinado por una temperatura y una presión. En el diagrama 5-1 el punto A
está a una presión PA y a una temperatura T. Desde que A está en el campo “líquido” del diagrama y
si se sostiene tal presión y tal temperatura el equilibrio será establecido y el metal estará completamente
líquido. En forme similar, el magnesio metálico a la presión PB y temperatura T será una mezcla de
líquido y vapor. La temperatura y la presión del punto triple provocarán que se encuentre en equilibrio:
sólido, líquido y vapor. Cuando dos o más fases coexisten, los montos relativos de cada fase no
pueden ser determinados a partir de estos diagramas.
La naturaleza del cambio de la fase líquida a la sólida es de especial importancia. Consideremos el
equilibrio en el enfriamiento del magnesio líquido. Cuando el magnesio puro en su estado fundido es
enfriado lentamente a la presión atmosférica, la solidificación ocurre a una temperatura constante. La
figura 5-2 muestra el cambio de la temperatura con respecto al tiempo y las etapas en la formación de
los granos sólidos durante el enfriamiento de un crisol con magnesio líquido. El más pequeño agregado
de átomos arreglados en una estructura cristalina (metal sólido) que puede existir en el metal líquido se
llama “núcleo”. La dendrita es formada cuando crece un núcleo mas rápidamente en ciertas direcciones cristalográficas que en otras. Como se indica en la figura 5-2 una “dendrita” consiste de brazos
sólidos existiendo todavía líquido entre ellas. Las dendritas continúan creciendo hasta que adquieren su
limite propio como grano. Cuando la solidificación se ha completado evidentemente el crecimiento de
las dendritas desaparecerá y permanecerán sólo los granos de magnesio. Los ejes cristalinos de cada
dendrita tienden a tener sus propias orientaciones individuales.
18
19
Los "Metales Puros" pueden ser considerados como los componentes en los diagramas equilibrio metálico.
La definición general de una fase será dada más tarde en este capítulo. Es suficiente por ahora visualizar a un metal en su fase
sólida, líquida o gaseosa.
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Desde que una dendrita dada crece hasta formar un grano de metal éste grano puede ser definido
como “una porción de un metal o aleación que tiene una orientación única de un espacio reticular”. Por
lo tanto un grano es un cristal metálico con limites mas o menos irregulares.
Un principio elemental de química establece que cada líquido o sólido tiende a estar en equilibrio a
una presión particular de su vapor. Se podrá preguntar ¿puede ser posible que pueda existir en el
diagrama uni-componente una región completamente líquida? ¿No existe vapor en equilibrio con él
líquido en el punto A en la figura 5-120 La explicación de esta situación embarazosa reposa de la
manera en que está determinado el sistema uni-componente. Solo el metal que es investigado está
ejerciendo presión en el sistema; aún el aire es excluido.
Si la presión externa es igual a la presión de vapor del metal líquido a una temperatura dada, ambos,
líquido y vapor existen en equilibrio en el cilindro. Esta es la condición del punto B, en la figura 5-1 que
es mostrado esquemáticamente en la figura 5-3 (a). Sin embargo si la presión externa es más grande
que la presión de vapor del metal líquido, el pistón bajara, condensándose el vapor y solo permanece
la fase líquida. Esta es la condición en el punto A en la figura 5-1, que es mostrado esquemáticamente
en la figura 5-3 (b). Una situación enteramente diferente existe si el metal magnesio se sostiene a la
temperatura T en contacto con el aire a la presión de 1 atmósfera (760 mm. de mercurio) figura 5-3
(c). De la presión total de 1 atmósfera, sólo la presión parcial PB es suministrada por el vapor de
magnesio. En este ejemplo la presión importante para la mayoría de los propósitos es la del vapor, no
aquella de vapor y aire combinados.
Exactamente la línea que separa las áreas líquida y gaseosa en el diagrama de la figura 5-1 da la
presión de vapor del metal líquido como una función de la temperatura, lo mismo que la correspondiente
línea para el sólido da la presión de vapor del sólido. Por ejemplo, si el magnesio se sostiene en un vacío
de 1 mm de mercurio y es calentado ligeramente encima de 600° C, el metal se vaporiza completamente
sin la formación de líquido. Las presiones que están por encima del punto triple tienen poco efecto en el
punto de fusión de un metal, y la línea que separa las regiones sólidas y líquida es casi vertical.
Los vapores metálicos
La presión de vapor del tungsteno a la temperatura ambiente ha sido calculada en 10-109 atmósferas. Esto es equivalente a menos de un átomo en el volumen del universo. Los metales tienen presiones
bajas a bajas temperaturas, pero a altas temperaturas ellos se volatizan rápidamente. Los metales tales
como: zinc, arsénico y antimonio han sido refinados comercialmente durante años por destilación en el
laboratorio, que es posible si el metal hierve debajo de los 2000° C en un vacío de 10-6 mm de
mercurio. Generalmente una presión de vapor de aproximadamente 2 mm de mercurio debe ser alcanzada para hacer la destilación comercialmente posible. Relacionado con la cuestión de destilación es el
problema de la fusión de metales y aleaciones en el vacío para purificarlos, especialmente para liberarlos
de gases tales como el nitrógeno, hidrógeno y oxígeno. Si el calentamiento se hace a una presión
demasiado baja el metal no funde, pero puede vaporizarse y salir fuera del horno y perderse. Aún si el
metal fundiera satisfactoriamente existirá excesivas perdidas de los elementos más volátiles de una
aleación. Inclusive en el calentamiento de metales sólidos (recocido) puede haber dificultades, como la
pérdida de zinc de los bronces o la pérdida de manganeso de las hojas en el caso del hierro.
La presión de vapor de un metal se incrementa grandemente cuando se eleva la temperatura. La siguiente
ecuación permite él calculo aproximado de la presión de vapor de un metal líquido en función de la temperatura:
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Un sistema compuesto (Compuesto de uno o más metales, se dice que está en estado "de equilibrio" si retorna a aquel estado después de un ligero disturbio
temporal.)
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Log p ?
A
?B
T
(5 - 1)
Donde Log es el . de base 10; p presión de vapor en mm de mercurio; T temperatura absoluta en
grados kelvin (°C + 273); A y B constantes para un metal líquido dado ( tabla 5-1) la ecuación (5-1)
es la ecuación de la línea que separa el área líquida del área gaseosa en la figura 5-1 la línea correspondiente entre las áreas sólida y gaseosa esta dada por una ecuación similar en la cual las constantes Al y
Bl son usadas (tabla 5-1) esta última ecuación determina la presión de vapor del metal sólido. La línea
de separación entre las áreas sólida y gaseosa es esencialmente vertical. Pocos diagramas uni-componentes se dan en la literatura, pero a partir de las temperaturas y presiones del punto triple tabulados en
la tabla 5-1 y a partir de los datos de las presiones de vapor es fácil construir un diagrama útil consecuentemente la presión del punto triple únicamente da suficiente información para diferentes propósitos; por ejemplo, para determinar la posibilidad de fundir cromo en un vacío adecuado.
Tabla 5-1
DATOS DE LAS PRESIONES DE VAPOR DE ALGUNOS ELEMENTOS
LIQUIDO
SÓLIDO
PUNTO TRIPLE
ELEMENTO
A
B
Al
Aluminio
Calcio
13,310
8,000
8.59
7.45
Carbón
28,200
9.60
Cromo
Cobalto
16,700
16,100
Cobre
Hierro
Bl
T °C
Pres. mm Hg
13,870
8,490
9.29
7.88
8.95
7.57
17,600
16,900
9.44
7.95
1,920
15,970
8.45
16,770
9.04
1,084
10-5
18,480
8.53
19,270
8.97
1,535
0.05
Plomo
9,190
7.45
9,460
7.90
327
Despreciable
Magnesio
7,120
8.03
7,590
8.54
650
2.5
12,000
7.83
12,800
8.37
1,244
0.8
3,066
7.75
3,810
10.38
Molibdeno
28,100
8.42
29,600
8.92
Níquel
19,100
9.24
20,000
9.77
1,455
0.01
Plata
13,270
8.23
13,860
8.70
961
0.002
Estaño
14,800
8.70
16,300
11.67
232
Despreciable
6,160
8.11
8,950
9.20
419
0.1
Manganeso
Mercurio
Zinc
850
1.8
3,727
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Alotropía
En adición a los diagramas uni-componentes, hay un cierto numero de otras características de los
cambios de fases en los sistemas metálicos cuya discusión seria conveniente en relación con los metales
puros. Una de las más importantes de éstas es la “alotropía” (ó polimorfismo) la capacidad de un
elemento tal como el hierro, cromo y estaño de existir en mas de una forma cristalina. Cada forma de
alotrópica de un metal existe en equilibrio sobre amplios limites de temperatura, como se muestra para
el hierro en la figura 5-4. los átomos de hierro están en los puntos de la red de un cristal cúbico de
cuerpo centrado a temperatura debajo de 1670° F. Si la pieza de hierro es calentada encima de los
1670 °F los átomos proceden a formar una nueva fase sólida, una fase en la cual los átomos de hierro
están en los puntos de la red cúbica de caras centradas. La naturaleza de este cambio de fases se
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considera detallado en él capitulo 12, pero por ahora se puede hacer notar que la nueva fase sólida se
forma a partir de la fase sólida previa por un proceso de nucleación y crecimiento algo similar al que se
mostró en la figura 5-2, por la nucleación y crecimiento de una fase sólida (nueva) a partir de una fase
líquida. Un segundo cambio alotrópico ocurre en el hierro cuando se calienta encima de los 2552 °F, la
fase del cubo de caras centradas se hace inestable y cambia a la fase cúbica centrada. Casi todas las
propiedades de un metal cambian cuando un metal se transforma de una forma alotrópica a otra. El
principal cambio de importancia comercial en el caso del hierro es un crecimiento en la solubilidad del
carbón en hierro sólido cuando el hierro cambia de la forma gama a la alfa. Este efecto forma la base
del endurecimiento de los aceros y será estudiada posteriormente en detalle.
Un cambio alotrópico es un cambio de fase. El metal sólido cambia de una forma cristalina a otra es
decir de una fase a otra fase. En el cambio de fases fácilmente reconocible de líquido a sólido se
observan dos fenómenos: 1 un sobre enfriamiento y 2 la liberación de calor de reacción. Ambos
efectos están también asociados con la transformación de fases al estado sólido, es decir sólido-sólido.
La demora de un cambio de fase, debajo de la temperatura indicada por el equilibrio, es especialmente pronunciada en las transformaciones al estado sólido. Mientras que los líquidos usualmente se
sobreenfrian unos pocos grados antes de solidificarse, los sólidos pueden enfriarse cientos de grados
debajo de la temperatura de equilibrio antes de que la nueva fase se presente. El estudio de los diagramas
de equilibrio no serán complicados por referencias constantes acerca del sobreenfriamiento, pero es
importante en muchos tratamientos comerciales a los que se les dará énfasis mas tarde.
El calor desarrollado que acompaña al cambio de fases al estado sólido es pequeño comparado
con aquellos que se encuentran asociados con la solidificación de los metales líquidos. Por ejemplo
64.9 calorías se liberan cuando un gramo de hierro líquido se solidifica, mientras que solo 3.6 calorías
son liberadas por un gramo de hierro cuando cambia de la forma gama a la alfa. Sin embargo este
pequeño calor de transformación es perceptible y el análisis térmico se usa a menudo para estudiar las
transformaciones al estado sólido, como también las reacciones sólido-líquido. Esta técnica consiste en
detectar a partir de las curvas normales de enfriamiento (ó calentamiento) las sustancias e interpretar estas
como una evidencia para la absorción o desarrollo de calor durante la transformación de las fases.
Regla de las Fases
En el estudio de los diagramas de equilibrio no es sorprendente que se pueda usar una herramienta
poderosa: el equilibrio termodinámico. Entre las muchas aplicaciones de la termodinámica en este
campo, la mas conocida es la regla de las fases de Willard Gibbs la cual define el numero de fases que
pueden existir en equilibrio. Aunque dicha regla de las fases es útil principalmente en la construcción
correcta de los diagramas de equilibrio, se le hallara también de mucha ayuda para responder cuestiones en el presente capitulo acerca de los diagramas.
¿Cuáles son los pre-requisitos para un equilibrio?. Ellos son generalmente constante de temperatura, presión y potencial químico21 en cada una de las fases coexistentes. La presión de vapor puede ser
a menudo considerada una medida del potencial químico; para estar en equilibrio las fases líquida y
gaseosa de un metal puro deben tener la misma presión de vapor y deben estar a la misma temperatura
y presión. Willard Gibbs ha mostrado que tales condiciones de equilibrio pueden existir solo si la
relación siguiente es satisfecha:
P + F = C + 2
21
Cada componente en cada fase tiene un potencial químico
(5-2)
124
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Donde P, F y C respectivamente representan el numero de fases, los grados de libertad y los
componentes del sistema dado (los grados de libertad son el numero de las variables como la temperatura, presión o concentración que pueden ser cambiados independientemente sin cambiar el numero
de fases presentes).
La aplicación de la regla de las fases a los diagramas uni-componentes como el del magnesio, figura
5-5 mostrara el significado de estos términos. En este ejemplo hay solo un componente, el magnesio y
en general “el número de componentes es igual al numero de metales presentes en el sistema que se
considera”. En el punto 1 de la figura 5-5 hay solo una fase presente, magnesio gaseoso. Por eso en
este punto la regla de la fase se transforma:
1+ F
F
= 1 +2
= 2
Esto es, hay dos grados de libertad. Dos de las variables pueden ser cambiadas independientemente sin causar un cambio en el numero de fases. Entonces, la temperatura y la presión pueden variarse
independientemente sin desaparición de la fase gaseosa.
La situación en el punto 2 es significativamente diferente, desde que las fases líquida y gaseosa
existen en equilibrio en dicho punto, hay dos fases presentes y la regla de las fases da:
2 + F
F
=1 + 2
= 1
Uno puede preguntarse como puede ser posible que exista solo un grado de libertad cuando es
evidente que la temperatura y presión deben cambiarse para avanzar desde el punto 2 al punto 2l,
donde las dos fases continúan existiendo. La respuesta es que solo una de las variables puede ser
cambiada independientemente. Para incrementar la presión sin perder ninguna de las fases originales
presentes, la temperatura debe también ser aumentada en cantidad adecuada. Similarmente, puede ser
cambiada arbitrariamente pero para que las dos fases continúen existiendo es necesario también variar
la presión en una cantidad especifica, “no independientemente”. Solo una de las variables por eso
puede ser cambiada independientemente en el punto 2 si las dos fases han de permanecer. Un análisis
similar muestra que hay cero grados de libertad en el punto 3, el punto triple en la figura 5-5.
La regla de las fases puede ser aplicada a los sistemas multi-componentes, siendo de gran interés
comercial su aplicación a las aleaciones. Por supuesto la presencia de un segundo componente metálico hace posible variar las composiciones químicas de las fases, y el estudio que sigue de los sistemas
bi-componentes mostrara los problemas que pueden desarrollarse. Aunque los mismos fundamentos
son aplicables a los sistemas tri-componentes y aun a los más complejos, existen dificultades prácticas
que hacen que la investigación y usos de sus diagramas de equilibrio menos convenientes y usuales.
Soluciones Sólidas
Diferentemente a los diagramas uni-componentes, todos los cuales básicamente tienen la misma
forma, los diagramas bi-componentes muestran una desconcertante variedad de aspectos. Además,
un numero de diferentes clases de solidificación y reacciones al estado sólido pueden combinarse en el
mismo diagrama bi-componente. Los diagramas hierro-carbón son un ejemplo importante de reacciones complejas que serán consideradas mas tarde en este capitulo. La interpretación de los diagramas
mas complicados se hacen más difíciles cuando se trata de comprender el comportamiento de cada de
los tipos de aleación que incluyen. Esto es evidente puesto que cada región separada de un diagrama
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complejo puede ser tratada individual o independientemente. Sin embargo, sin embargo es esa la tarea
de aprendizaje con el objeto de analizar las reacciones típicas. Para este propósito, se han escogido los
diagramas bi-componentes simples para su estudio. Cada diagrama contiene solo un tipo de reacción;
el sistema cobre-níquel, por ejemplo, el cual se vera primero, muestra solo soluciones de solidificación.
(la naturaleza de una solución sólida es descrita en la pagina......).
Desde que la mayoría de los trabajos que se efectúan con las aleaciones se hacen a la presión
atmosférica, los efectos de la variación de la presión no se muestran en los diagramas binarios (bicomponentes). Los diagramas se construyen para usarse a la presión de una atmósfera.
Nosotros usaremos el sistema cobre-níquel como ejemplo de un diagrama de equilibrio de solución
sólida. Se ha encontrado experimentalmente que las aleaciones de estos dos metales forman soluciones sólidas cuando ellos son enfriados a partir de la condición líquida, los datos experimentales han
sido sumarizados convenientemente en un diagrama de equilibrio (figura 5-7). Una visión en el significado del diagrama se puede obtener considerando la solidificación de un numero de aleaciones en las
composiciones de cobre-níquel. Cuando el cobre puro al estado fundido es enfriado lentamente bajo
condiciones de equilibrio, la solidificación ocurre en el punto de solidificación de la manera en que se
muestra para el magnesio en la figura 5-2.
El equilibrio en la solidificación de una aleación de 50 % de cobre y 50 % de níquel22 es un poco
diferente a la que se desarrolla que cuando se solidifica un metal puro. La solidificación completa no
ocurre a una temperatura constante sino progresivamente a lo largo de dos temperaturas límites, existiendo una variación continua de las composiciones químicas del líquido y del metal sólido. Los hechos
experimentales en este ejemplo se indican en el bosquejo de la figura 5-6. cuando la aleación líquida
alcanza los 2000 °F la solidificación empieza con la formación de un núcleo de la fase sólida, compuesta de 67 % de níquel y 33 % de cobre. Con el crecimiento de la temperatura la solidificación continua
con el incremento de la fase sólida, a menudo en la forma de dendritas. Cuando la solidificación se
completa hasta la mitad, la composición de la fase sólida es 60 % de níquel y 40 % de cobre y la
composición de la fase líquida ha cambiado su composición a 43 % de níquel y 57 % de cobre.
Cuando la solidificación se ha completado y él líquido ha desaparecido completamente, la fase sólida
tendrá la composición de la fase líquida original 50 % de níquel y 50% de cobre. Mientras que no
exista dificultad para que él líquido pueda cambiar de composición como resultado de la nucleación y
crecimiento dendrítico de una fase sólida relativamente más rica en el metal de mas alto punto de
fusión, parecería increíble que el sólido sea capaz de cambiar su composición de 67% de níquel a 50%
durante el curso del equilibrio de la solidificación. La explicación es que los átomos de un sólido tienen
sólo una limitada movilidad ellos pueden moverse en la misma solución sólida. Esta difusión de los
átomos esta considerada en detalle en el capitulo 11, en donde se demuestra que cambios apreciables
en la composición de las fases sólidas pueden ocurrir.
Después que la solidificación se ha completado hay solo una fase presente, la solución sólida que
contiene 50% de cobre y 50% de níquel. Para ver que esta mezcla de átomos puede existir en fase
única, es suficiente observar que esto es una verdad en la solución líquida por encima del punto de
fusión de la masa total. La mezcla intima de átomos de cobre y níquel que caracterizan la solución
líquida se presenta también cuando la aleación se solidifica para formar la solución sólida. Los átomos
de níquel y cobre ocupan los puntos de una red cúbica de cara centrada. Puesto que esta situación
puede esquematizarse como la “substitución” de átomos de níquel por alguno de los átomos de cobre
22
Las composiciones en este ejemplo se dan en porcentajes por eso, para ciertos propósitos, otras unidades serán más útiles, tales como el porcentaje
atómico, el porcentaje en volumen o gramos por centímetro cúbico. La conversión de unas unidades en otras es posible.
126
Guillermo Tantaleán Vanini
en el espacio de la red del metal cobre, o viceversa, a la fase sólida se le llama una “solución sólida
substitucional”. La figura 5-10 muestra esquemáticamente un dibujo de esta típica solución sólida.
El diagrama de equilibrio para un sistema de una solución sólida figura 5-7 sintetiza la información esencial
obtenida de las curvas tiempo temperatura. En este caso los datos se plotean a partir de una serie de
aleaciones cambiantes en su composición química desde el cobre puro a níquel puro. Por ejemplo los datos
de la curva de cobre (una curva tiempo-temperatura análoga a la de la figura 5-2 están dados adecuadamente por el punto A en el diagrama de equilibrio. Este punto indica que cuando la composición esta completamente libre de níquel (cobre puro) la fase líquida cambia a la fase sólida “solo en el punto de cristalización
(solidificación) del cobre”. Similarmente los datos de la figura 5.6 están registrados por los puntos B1 y B2
ploteados cuando la composición es de 50% de níquel. Estos puntos indican que la aleación con 50% de
níquel empieza a solidificarse a 2400°F y se encuentra completamente solidificada a los 2280°F. Está demostrado que los datos acerca de las composiciones químicas de las fases son también proporcionados por
este diagrama, las líneas “líquida” y “sólida” se construyen haciendo uso de muchos pares de puntos similares
a B1 y B2 obtenidos a partir de otras composiciones de la aleación. Las líneas líquida y sólida dividen al
diagrama de equilibrio en regiones de fase líquida, fase líquida y sólida, y de fase sólida. La micro-estructura
de el equilibrio de la fase de solución sólida es idéntica a la del metal puro. Es necesario remarcar que tal
estructura es una sola fase, aunque los granos estén separados por limites definidos.
Usos de los Diagramas de Solución Sólida
Desde que un diagrama de equilibrio es meramente una presentación concisa de datos experimentales acerca de un sistema de aleación dada, se sobre entiende que los datos originales pueden obtenerse
nuevamente a partir del diagrama. Para una aleación especificada su composición y temperatura, es
posible determinar bajo condiciones de equilibrio lo siguiente:
(1) Las fases que están presentes.
(2) La composición química de cada fase.
(3) El monto de cada fase
Los procedimientos para la obtención de esta información serán ilustrados utilizando la aleación de
30% de níquel, mostrada en la línea vertical punteada de la figura 5-8.
Predicción de Fases
El diagrama de equilibrio se plotea con respecto a la temperatura como ordenada y la composición
como abscisa, por esta razón, si sólo una temperatura y una composición son especificadas podrá
obtenerse una información concreta. Dicho par de valores localiza un punto en el diagrama. Los puntos
de esta clase son usados repetidamente para analizar los diagramas de equilibrio. Por ejemplo el
estado de una aleación de 30% de níquel puede ser determinado sólo con referencia a una cierta
temperatura. Entonces cuando esta aleación está a 2450° F el punto 1 esta determinado en la figura 58, y si esta aleación estuviera a 2170°F determinaría el punto 2.
Una vez que el punto de interés es localizado en el diagrama es fácil determinar que fase o fases
están presentes. Por ejemplo, la aleación de 30% de níquel a 2450°F (punto 1) consiste de una sola
fase, la solución líquida. Por otro lado a 2170°F la misma aleación consiste de una mezcla de solución
líquida y solución sólida, desde que el punto 2 reposa en el campo en donde se encuentran líquido y
sólido. A 1850°F (punto 3) solo existe la fase de solución sólida. Evidentemente un análisis similar se
puede hacer para cualquier punto en el diagrama. Con fines prácticos, un punto sobre las líneas líquida
ó sólida se considera que se encuentra en un campo de dos fases.
Recursos Metalúrgicos - Metalurgia General II
127
Predicción de la Composición Química de las Fases
Cuando está presente una sola fase, como en los puntos 1 y 3 de la figura 5-8, es evidente que la
composición química de la fase debe ser la misma que la composición de la aleación. Desde el punto 1
por ejemplo representa que la aleación de 30% de níquel ésta completamente líquido, la composición
química de la fase líquida obviamente será 30% de níquel y 70% de cobre.
Cuando las dos fases están presentes, cada una de las fases tiene diferente composición, y desde
que ninguna de esas composiciones es la misma a la de la aleación original, es necesario considerar dos
puntos adicionales en el diagrama. Si las dos fases están en equilibrio, ellas deben encontrarse a la
misma temperatura; los puntos representantes de estas dos fases, por eso, deben reposar en la temperatura del punto original. Por ejemplo el punto 2 esta determinado por la aleación de 30% de níquel y
a la temperatura de 2170° F, pero las dos fases que existen en la aleación a esta temperatura no están
en el punto 2, sino en algún lugar a lo largo de la línea horizontal a 2170°F. Los puntos exactos que
caracterizan las fases líquida y sólida están dados por las intersecciones de la horizontal (temperatura)
con las líneas sólida y líquida, respectivamente. Entonces la composición (y temperatura) de la fase
líquida en la aleación de 30% de níquel a 2170°F está dado por el punto 2a (20% de níquel, 2170° F),
mientras que la fase sólida está especificada por el punto 2b (35% de níquel, 2170° F). La composición química de una fase dada se lee en el eje de las composiciones como está indicado por las líneas
verticales punteadas desde los puntos 2a y 2b. La línea horizontal (temperatura constante) que conecta los puntos que representa las dos fases diferentes se llama “línea de enlace”.
En resumen, las composiciones químicas de las fases que ocurren en una aleación a una temperatura
dada están determinadas por los siguientes puntos:
(1) Cuando una sola fase está presente su composición es la misma que la de la aleación.
(2) Cuando dos fases están presentes, se indica la línea horizontal correspondiente a la temperatura dada, y sus composiciones se leen en la intersección de esta línea con las líneas limites del
campo que contiene las dos fases.
Se notará que es necesario dibujar una línea de enlace cuando el punto cae en un campo que
contiene una sola fase.
Predicción de los montos de cada Fase
Si la cantidad total de una aleación se conoce, es posible determinar el monto de cada fase que este
presente en una determinada temperatura. Cuando el peso total de la aleación es 100 libras ó 100
gramos las relaciones numéricas son especialmente convenientes, pero la misma conveniencia puede
obtenerse para cualquier peso de la aleación expresando los montos de cada fase como porcentajes
en peso de la aleación.
Si solo una fase esta presente, como en el punto 1 de la figura 5-8 el peso de la fase debe ser igual
al peso de la aleación. Habrá 100% de fase líquida presente en tal ejemplo. Si el peso de la aleación es
de 100 libras, el monto de la fase líquida en el punto 1 será d 100 libras. Si el peso de la aleación fuera
2.5 libras, habrá 100% de fase líquida o sea 2.5 libras.
Cuando las dos fases están presentes, la relación de sus montos están determinados por la relación
de sus composiciones químicas con respecto a la composición de la aleación. Esto es verdad puesto
que el peso total de uno de los metales, digamos el metal A, presente la aleación, debe ser repartido
entre las dos fases. Esta distribución puede ser representada por la siguiente ecuación.
128
Guillermo Tantaleán Vanini
W?x
%A?
%AL
%AS
? WLx (5-3)
? WSx
100
100
100
(peso de met. A en
aleación)
(peso de met. = A
en fase líquida)
(peso de met. + A en
fase sólida)
Donde W°, WL y Ws son los pesos de la aleación, de la fase líquida y de la fase sólida respectivamente, y %A, %AL y %AS son respectivamente las composiciones químicas en términos del metal A.
Desde que el peso de la aleación es la suma de los pesos de la fase líquida y el de la fase sólida, la
relación siguiente se establecerá:
W° = WL + WS
(5-4)
Esta ecuación se puede usar para eliminar WL de la ecuación (5-3) y la ecuación resultante puede
ser resuelta para WS:
WS ? W?
(%A? ? %AL)
%BS ? %AL) (5-5)
Aunque una expresión similar se puede obtener para el peso de la fase líquida, WL el peso de la
segunda fase se obtiene mas fácilmente por la ecuación (5-4).
Desde que el peso de cada fase esta determinado por los valores de la composición química de
acuerdo a la ecuación (5-5), no es sorprendente que la línea de enlace usada para obtener los valores
de composición sea también utilizable para computar los pesos de las fases, en términos de longitud en
la línea de enlace (figura 5-8) de la ecuación (5-5) puede ser escrita:
Ws ? W o
(longitud de la línea 2 - 2a)
(longitud de la linea 2b - 2a)
Donde las longitudes están expresadas en términos de los números usados para las concentraciones
en el eje del diagrama. Otra característica de la línea de enlace con respecto a los montos de las dos
fases guía para nombrar como ”ley de palanca” a las ecuaciones (5-5) y (5-6).
Utilizando la ecuación (5-5), el peso de la fase de solución sólida en el punto 2 de la fig. 5-8 puede
ser determinado como sigue:
WS = W° (30 - 20)
(35 - 20)
WS = W° x 0.667
Los porcentajes de la fase de solución sólida pueden ser determinados por la ecuación:
Porcentaje de sólido =
WS x 100 (%A° - %AL) x 100
W°
(%A° - %AL)
En el punto 2 el porcentaje de la fase sólida es:
Recursos Metalúrgicos - Metalurgia General II
129
% de sólido = (30 - 20) x 100 66.7 %
(30 - 20)
El porcentaje de la fase líquida es la diferencia entre 66.7 y 100, es decir 33.3 %
Cobre - Níquel: Un Sistema Típico de Solución Sólida
El sistema cobre-níquel no es el único que al solidificarse produce una sola fase de solución sólida.
Un numero de otros sistemas binarios muestran un comportamiento similar; por ejemplo, el sistema
oro-plata desarrolla sólo una solución sólida. Los sistemas de un tipo dado tienen una forma similar de
solidificación, y las variaciones en las propiedades mecánicas y físicas son resultados del cambio en la
composición química. Un conocimiento de estas regularidades es útil para hacer predicciones aproximadas de las propiedades de las aleaciones de varias composiciones, aun en los más complejos
diagramas de equilibrio; la mayoría de los cambios en las propiedades de los sistemas de solución
sólida son causados por la distorsión en la estructura del metal base (solvente) por adiciones del metal
soluto. Un cuadro esquemático de la distorsión estructural está dado por los esquemas de la distribución 23 de átomos en la figura 5-10. La distorsión se incrementa con respecto al monto del metal
soluto agregado, y el efecto máximo ocurre cerca del centro del diagrama, desde que cada uno de los
metales puede ser considerado como solvente.
La figura 5-10 muestra las variaciones típicas en las variaciones de las propiedades de las aleaciones
comerciales de cobre-níquel con respecto a los cambios en la composición química de las soluciones sólidas
desde 100 % de cobre a 100 % de níquel. Las propiedades mecánicas y eléctricas pasa por valores
máximos y mínimos. Las propiedades que casi no son afectadas por las interacciones atómicas se aproximan
a la variación linear con respecto a la composición. Ejemplos de tales propiedades en las soluciones sólidas
son la constante paramétrica, la expansión térmica, el calor especifico y el volumen especifico.
La figura 5-10 muestra las propiedades características de las aleaciones bajo condiciones de equilibrio; pero las aleaciones que se solidifican a las velocidades de enfriamiento en operaciones comercial
no se encuentran en equilibrio. La figura 5-11(a) muestra fundición la micro estructura de la fundición
que contiene 30% de níquel y 70% de cobre. La estructura indeseable y sin homogeneidad que se
desarrollo en el curso de la solidificación dendrítica se hace evidente. El interior de la dendrita, que es
la primera que se solidifica, difiere en composición química de la región exterior y el proceso de pulido
revela esta diferencia como un ligero contraste al microscopio. Por deficiencia de tiempo para la difusión durante el crecimiento de las partículas sólidas, esa falta de homogeneidad en la estructura interior
es un resultado inevitable del mecanismo de solidificación en los sistemas de soluciones sólidas. Puede
aproximarse a la condición de equilibrio prolongándose el calentamiento de la aleación solidificada a
una temperatura inferior a la de la fusión. La misma homogenización de la estructura, sin embargo
puede ser producida más rápidamente combinando la deformación plástica de la aleación con su
calentamiento, figura 5-11(b) por tratamiento térmico.
Soluciones sólidas en otros diagramas de equilibrio
Aunque relativamente sólo un pequeño numero de sistemas, cobre-níquel, muestran completa
solubilidad al estado sólido, casi todos los diagramas de equilibrio, exhiben cierto grado de solubilidad
en relación con otros tipos de aleaciones. Estas regiones limitadas de solubilidad sólida pueden ser
analizadas exactamente como si correspondieran a un diagrama de solución sólida, y las variaciones
23
La solución sólida esquematizada en la fig. 5-10 ilustra la dificultad de dar un nombre descriptivo completo a una solución sólida. ¿En este caso, en la
serie completa de soluciones sólidas, ellas se basan en el Niquel o el Cobre?. Es dificil responder. También la adición de un pequeño porcentaje de un tercer
elemento no cambiaría la naturaleza esencial de la solución sólida y se le llama por la primera letra del alfabeto griego: Alfa. En la figura 5-12 hay dos
soluciones sólidas, y se les llama arbitrariamente soluciones Alfa y Beta.
130
Guillermo Tantaleán Vanini
correspondientes en las propiedades responden a la ley de los porcentajes del metal soluto. Desde
que estos grados de solubilidad sólida ocurren frecuentemente en los diagramas los cambios asociados con esta característica son de importancia industrial.
Sistemas Eutécticos
Los diagramas de equilibrio registran meramente el comportamiento experimentalmente observado
de los sistemas de aleaciones. Mientras que la formación de las soluciones sólidas representan la manera
en que las soluciones líquidas pueden solidificarse, un mecanismo de solidificación igualmente importante
es aquel conocido con el nombre de reacción “eutéctica”. Los diagramas de equilibrio eutéctico se
desarrollan a partir de las curvas tiempo-temperatura, de manera análoga a los diagramas de soluciones
sólidas, pero en este caso las curvas experimentales muestran un comportamiento diferente. Sobre la
amplia gama de las composiciones una porción de la solidificación en una aleación ocurre a una temperatura fija – la temperatura eutéctica”. En una aleación (la composición eutéctica) la solidificación completa
ocurre a la temperatura eutéctica. Aunque la solidificación de la composición eutéctica se semeja a la de
un metal puro, el sólido resultante es significativamente diferente puesto que está compuesto de dos fases.
El diagrama de Equilibrio Eutéctico
La figura 5-12 es una representación generalizada de un diagrama de equilibrio eutéctico que desarrollan los metales A y B. Como las soluciones sólidas los diagramas eutécticos tienen:
1) Un campo de fase líquida, la cual se extiende encima de las líneas líquidas.
2) Campos de fases sólidas (la fase alfa y beta) que están debajo de las líneas sólidas.
3) Los campos que contienen ambas fases: líquida y sólida, los cuales se encuentran entre las
líneas líquidas y sólidas.
A causa de la presencia de la reacción eutéctica horizontal, un campo que contiene dos fases
sólidas se hace presente. Este campo está limitado en sus lados por las “líneas solvus”. La formación
completa concerniente a los montos y composiciones en una aleación dada y a una cierta temperatura
se puede obtener por el diagrama eutéctico, usando las mismas reglas empleadas para las soluciones
sólidas. Sin embargo es útil tener una idea general de la naturaleza de la reacción eutéctica antes de
empezar los cálculos detallados. La ecuación básica en este caso de enfriamiento es:
Líquido Eutéctico = solución sólida alfa + solución beta (5-8)
Donde las composiciones de la fase alfa y beta están dadas por los puntos de la eutéctica horizontal. Esta reacción ocurre a la temperatura de la horizontal eutéctica e incluye el líquido de composición
eutéctica (la composición de la aleación 1 en la figura 5-12)(1). Cuando el líquido eutéctico es enfriado
a la temperatura eutéctica, las dos fases sólidas (las soluciones sólidas alfa y beta) se empiezan a
formar en la solución líquida. Pero por ser una de las fases sólidas más ricas (en metal B por ejemplo)
que la fase líquida, y la otra fase sólida más pobre que la fase líquida, es natural que estas dos fases
sólidas se formen en una porción dada de líquido. El monto adicional del (metal B) componente
necesario para una de las fases sólidas se obtiene de la otra fase sólida (la cual necesita perder algo de
este componente). El proceso de la solidificación de un líquido Eutéctico por el hecho que las dos
fases sólidas están presentes generalmente ocurre en una mezcla intima, esta mezcla se llama la “estructura eutéctica” o el micro constituyente Eutéctico. Una representación esquemática de la aleación
solidificada que consiste enteramente de una estructura eutéctica esta dada por el esquema de la
aleación 1 en la figura 5-12. una foto micrografía de una estructura eutéctica típica se muestra en la
figura 5-13, la aleación de 12% de silicio está compuesta enteramente del micro constituyente Eutéctico.
Recursos Metalúrgicos - Metalurgia General II
131
Durante el equilibrio del calentamiento ocurre lo inverso de la ecuación (5-8), y el líquido Eutéctico se
forma de la mezcla de las soluciones sólidas beta y alfa.
La regla de las fases de Gibbs se puede usar para demostrar que la reacción eutéctica puede ocurrir
a temperatura constante. Hay dos componentes (metales A y B) en el sistema, y puesto que las tres
fases existen durante la reacción eutéctica, luego:
P + F = C + 2
3 + F = 2 + 2
F = 1
Pero este único grado de libertad se usa para fijar la presión a una atmósfera por eso ni la temperatura ni la composición de las fases puede cambiar durante el curso de la reacción eutéctica bajo
condiciones de equilibrio.
La mayoría de las aleaciones que experimentan la reacción eutéctica como parte de sus procesos de
fusión o solidificación no son de composición eutéctica la aleación 2 de la figura 5-12 por ejemplo. Desde
que solo un líquido de composición eutéctica puede descomponerse por la reacción eutéctica (5-8), es
necesario generalmente que la fase líquida cambie su composición. Esto se efectúa a través de la solidificación de los cristales primarios de una de las fases de solución sólida. Consideremos por ejemplo, que
la aleación líquida inicialmente contiene un mas alto porcentaje de metal B que la que corresponde a la
composición de la eutéctica. La fase sólida primaria que se forma primero será la fase sólida (fase beta)
que es más rica que el metal B. Sin embargo la formación de esta fase sólida agota la fase líquida remanente en un metal B, y la composición del líquido se mueve hacia la composición eutéctica durante el
enfriamiento a la temperatura eutéctica. En general, entonces, cuando avanza la solidificación de los
cristales primarios, la fase líquida cambia gradualmente su composición (y temperatura) a lo largo de la
línea líquida hacia el punto Eutéctico, la composición2y la temperatura eutécticas. Este proceso se muestra en el esquema de la solidificación de la aleación . en este esquema la posibilidad del crecimiento
dendrítico es ignorado. Cuando el líquido alcanza la composición eutéctica la solidificación remanente
ocurre de acuerdo a la ecuación (5-8) y los cristales primarios son rodeados por una mezcla finamente
dividida de las dos fases sólidas en una estructura eutéctica. Esta visto que la estructura final de la aleación
24 consiste de dos micro constituyentes, cristales primarios beta y el micro constituyente Eutéctico.
Si una aleación cuya composición sea tal que la línea vertical que la representa no cruza la horizontal
eutéctica, no ocurrirá reacción eutéctica durante el equilibrio de la solidificación de aquella aleación. La
aleación 3 de la figura 5-12 es un ejemplo de tal composición, y un ensayo demostrara que su solidificación es enteramente característica del diagrama de una solución sólida. En adición, aun una compo2
sición general en este diagrama, por ejemplo la aleación , experimente la solidificación de la solución
sólida tipo hasta que horizontal eutéctica se alcance. En efecto existen útiles similaridades de esta clase
en todos los tipos de los diagramas de equilibrio.
Aluminio-silicio, un Típico Sistema Eutéctico
El diagrama de equilibrio para las aleaciones aluminio-silicio se da en la figura 5-13, con las macrofotografías
que muestran estructuras representativas a la temperatura ambiente. La fotografía de 99.95% de aluminio
exhibe la estructura granular equidimensional típica de un metal puro. La estructura de 8% de silicio muestra las
dendritas largas de la solución sólida primaria alfa rodeadas por el micro constituyente eutéctico. En contraste
24
Si la aleación líquida no es de composición eutéctica inicial, es esencial que la solidificación de solo una de las fases sólidas ocurra hasta que el
líquido remanente alcance la composición eutéctica. Este punto se considerará posteriormente.
132
Guillermo Tantaleán Vanini
cuando la fase sólida primaria es la fase rica en silicio beta (en las aleaciones de 20% y 50% de silicio) la fase
primaria de cristales tienen formas geométricas. Este disímil comportamiento refleja la diferencia pronunciada
entre el aluminio, un metal típico y la sílice, que tienen propiedades predominantemente no metálicas.
No es exacto hablar de dos fases sólidas en el sistema aluminio-silicio, como si fueran aluminio y silicio
puros. Hay algo de solubilidad al estado sólido en ambos casos. El aluminio sólido puede disolver aproximadamente 1% de silicio. En la solución sólida alfa los átomos de aluminio y silicio que están en la relación
99:1 están colocados al azar en la estructura cristalina del aluminio de red cúbica de caras centradas.
Similarmente la fase beta no es silicio puro, sino que consiste de silicio mas 1% aproximadamente de
aluminio; ambas clases de átomos están arreglados en la red cúbica característica del silicio.
Las siguientes definiciones de una fase es útil guía para interpretar foto micrografías. Una fase “es
una porción homogénea de la materia que es físicamente distinta y mecánicamente separable”. En la
foto micrografía de la aleación de 20% de silicio, por ejemplo, los cristales primarios beta de color
oscuro son fácilmente reconocidos como una fase. El hecho que cristales beta no sea 100% silicio es
inmaterial desde que el soluto (átomos de aluminio) están homogéneamente distribuidos y están disueltos en escala atómica que no permite una separación mecánica. Por otro lado, ¿es el micro constituyente anterior de esta fotografía una fase? Evidentemente no, puesto que es posible idear un medio
mecánico para separar las pequeñas partículas oscuras de las mas ligeras. Este micro constituyente es
la estructura eutéctica llamada (beta secundaria) y los cristales grandes ( beta primaria) son meramente
partículas de diferente tamaño de la misma fase beta.
Predicción de Fases
El diagrama Eutéctico se usa exactamente de la misma manera como los diagramas de solución sólida
para la obtención de las composiciones químicas y los montos de las fases presentes. Por eso, solo un
ejemplo se considerara, la aleación de 50% de silicio de la figura 5-13. a 2400°F el punto determinado
por esta temperatura y la composición de 50% de silicio reposa en el campo de la fase líquida. Solo la
fase líquida se encuentra presente a esa temperatura. Su composición debe ser la misma que la de la
aleación 50% de silicio y su monto es de 50% con respecto al peso de la aleación. Cuando la temperatura
de la aleación fundida se baja aproximadamente a 1900°F, la solidificación empieza con la nucleación y
crecimiento de los cristales primarios de la solución sólida beta. Un análisis típico de fase se puede
efectuar en esta región del diagrama a la temperatura de 1600°F. El punto composición-temperatura de
la aleación reposa en el campo líquido + beta, por eso esas dos fases están presentes. Los extremos de
la línea de enlace dibujada a través del campo bifásico determinan las composiciones químicas de las
fases: la fase líquida tiene 34% de silicio (66% de aluminio), la fase de solución sólida beta tiene 98% de
silicio. Estos valores de las composiciones pueden ser tratados aplicando el principio de palanca para
determinar el monto de las fases. En este caso la ecuación (5-7) puede ser escrita:
(%Si? ? %SiL?)
% de fase beta = (%SiB ? %SiL) x 100
ó en términos de longitudes en la línea de enlace,
% de fase beta =
en ambos casos los números son:
ab
x100
ac
Recursos Metalúrgicos - Metalurgia General II
% de fase beta ?
133
50 - 34
16
x 100 ?
x 100 ? 25%
98 - 34
64
Desde que la porción remanente de la aleación es una fase líquida, debe haber 75% de líquido, una
forma conveniente para registrar esta información es la siguiente:
Punto
Fases
Composiciones
- aleación de 50% de Silicio a 1600°F
- líquida y beta
- 34% de Si y 98% de Si
Montos
- 75%
16
50 ? 34
x100 ? 25%
100 =
98 ? 34
64
Esta presentación concisa de los datos de una fase será usada frecuentemente en la paginas siguientes.
Cuando el enfriamiento de esa aleación de 50% de silicio continúa por debajo de los 1600°F el
monto de la fase primaria se incrementa hasta alcanzar la temperatura eutéctica. A esta temperatura la
fase líquida ha alcanzado la composición eutéctica, 12% de silicio. El líquido se solidifica a temperatura
constante para formar la estructura eutéctica consistente de una mezcla intima de granos pequeños de
las fases alfa y beta. Desde que los montos de las fases líquida y sólida cambian a la temperatura
eutéctica, es imposible determinar los montos de las fases presentes a esa temperatura. Un análisis de
fase a temperatura ambiente es representativa de la condición de la aleación en la región alfa + beta:
Punto
Fases
Composiciones
- aleación de 50% de Silicio a la temperatura ambiente
- alfa y beta
- 1% de Si y 99% de Si
Montos
- 50%
50 ? 1
x 100 = 50%
99 ? 1
La ley de palanca se aplica a este caso de dos fases sólidas exactamente de la misma manera como
al caso de una fase líquida y otra sólida, la validez de este procedimiento será visto cuando se efectúe
el recuerdo de la ley de palanca.
El monto de la fase beta (50%) dado para el cálculo anterior es la suma del beta primario y secundario. Frecuentemente es necesario calcular no los montos de las fases sino los montos de los “micro
constituyentes” entonces en la foto micrografía de la aleación de 50% de silicio a la temperatura ambiente los micro constituyentes son:
1)
2)
Los cristales primarios beta y
La estructura eutéctica.
La consideración de la manera de solidificación de esta aleación mostrara que un calculo de los
montos de estos micro constituyentes se pueden hacer conveniente y exactamente encima de la temperatura eutéctica. A esta temperatura la solidificación de los cristales primarios beta es completa, y todo
el líquido presente debe asumir la estructura eutéctica durante el enfriamiento a la temperatura eutéctica.
Si la línea de enlace mostrada en la figura 5-13 se considera que prácticamente coincide con la horizontal eutéctica el monto de la primaria beta puede ser calculada:
134
Guillermo Tantaleán Vanini
% primaria beta =
50 ? 12
x100 ? 44 %
98 ? 12
y por eso el monto del líquido Eutéctico es 56% sin embargo, desde que todo este líquido forma
estructura eutéctica durante el enfriamiento a la temperatura eutéctica, habrá también 56% de estructura eutéctica. Los cambios que ocurre entre la temperatura eutéctica y la temperatura ambiente en los
montos de los micro constituyentes pueden usualmente ser despreciados si las líneas solvus son aproximadamente verticales.
Propiedades de las Variaciones en los Sistemas Eutécticos
En una serie de aleaciones cuyas composiciones se extienden a través del diagrama Eutéctico como
en la figura 5-13 podría esperarse que las propiedades físicas y mecánicas muestren una variación
lineal, figura 5-14. este comportamiento ideal, aunque podría ser esperado como consecuencia de la
variación lineal en los montos de las dos fases presentes, raramente se halla en la práctica. Estas
irregularidades son causadas por la influencia de los modos de distribución de las dos fases sobre las
propiedades de la aleación. Por ejemplo, en los cambios desde la hipoeutéctica (menos que la eutéctica)
a la hipereutéctica (más que la eutéctica) en términos de metal B, los cristales primarios cambian de la
fase alfa a la fase beta. Desde que las fases alfa y beta generalmente difieren en propiedades, un
cambio no lineal en la propiedades de la composición de la eutéctica podría esperarse.
De mayor significado son los cambios de conformidad con el principio de la “fase continua”, la cual
establece que muchas propiedades importantes de las aleaciones bifásicas son primordialmente determinadas por las propiedades de la fase que modela una propiedad continua a la aleación. Esta fase no
necesita estar presente en grandes cantidades, puesto que 1% de bismuto en cobre puede formar una
red de granos continua que hace quebradizo al cobre. Relacionado con el principio de la fase continua
es el principio de la “ductilidad creciente”. Si una aleación de dos fases sólidas puede ser deformado o
trabajada, hay una tendencia a la continuidad de la fase dúctil para que se incremente a expensas de la
extinción de la fase quebradiza. Por ejemplo, ciertas aleaciones fundidas pueden ser trabajadas
exitosamente con una baja presión a una temperatura cerca de su fusión. Después de esta deformación
inicial sin embargo estas aleaciones pueden ser trabajadas por procedimientos convencionales.
Como un ejemplo de la variación en las propiedades en un sistema Eutéctico real, algunas de las
propiedades de las aleaciones silicio-aluminio de fundición que contienen hasta 14% de silicio están
dadas en la figura 5-15. las anomalías en las resistencias a la tensión y alargamiento en las vecindades
de la composición eutéctica son evidentes.
Solidificación sin Equilibrio en los Sistemas Eutécticos
Se reconocerá que el enfriamiento rápido en una aleación de solución sólida a partir del estado
líquido produce un modelo de estructura no homogénea. El mecanismo de tales solidificaciones sin
equilibrio en una aleación de aluminio con 4% de cobre se ilustra en la figura 5-16. el diagrama de
equilibrio predice que esta aleación debería solidificarse formando granos de solución sólida alfa, figura
5-16 (b). Sin embargo, durante el enfriamiento rápido que tiene lugar en la mayoría de las operaciones
de fundición comercial, no hay tiempo para que ocurra la difusión durante el crecimiento de los cristales
de solución sólida alfa. Como resultado, la composición de un cristal completo varia desde 0.5% de
cobre en el centro, el cual se solidifica aproximadamente a 1200°F, a 5.5% de cobre en la periferia,
que se solidifica exactamente encima de la temperatura eutéctica. Esta variación en composición química de una solución de cristales pueden algunas veces ser vista bajo el microscopio, como la fundición
cobre-níquel de la figura 5-11(a).
Recursos Metalúrgicos - Metalurgia General II
135
Además del resultado anterior, puede formarse una estructura eutéctica (no equilibrada) como
resultado de un rápido enfriamiento. La composición química promedio a alguna temperatura de la fase
alfa variada en la figura 5-16 reposa a la izquierda de la línea de equilibrio sólido. Una posible curva
promedio de la fase alfa versus temperatura para la aleación de 4% de cobre se muestra por una línea
punteada, y la extensión correspondiente de la reacción eutéctica horizontal también se indica. Desde
que esta curva punteada es el lógico fin a la izquierda de la línea de enlace de la aleación no equilibrada
de 4% de cobre se concluye que la solidificación no ha sido completada cuando la temperatura eutéctica
se alcanza durante el rápido enfriamiento. El líquido Eutéctico (5% - 10%) que esta todavía presente se
solidifica para producir la alfa mas la estructura eutéctica beta entre los espacios de crecimiento de los
cristales dendríticos primarios, figura 5-16 (a). La aleación de 4% de cobre consiste de una fase única,
alfa, a 1000°F bajo condiciones de equilibrio. Por eso el calentamiento de la fundición a esta temperatura por un tiempo suficiente (para permitir la difusión) produce una estructura en equilibrio, figura 5-16
(b).
Sistemas Peritécticos
La formación de la solución sólida y la reacción eutéctica son dos mecanismos importantes de
solidificación mostrados por varios sistemas metálicos. Otro tipo experimentalmente demostrado de
solidificación, tal vez el mas común, es la “reacción peritéctica”. Aunque superficialmente el diagrama
peritéctico con su reacción peritéctica horizontal puede parecer un diagrama Eutéctico, su comportamiento tiene poco en común. No hay “micro constituyentes peritécticos” correspondientes a la estructura eutéctica, en efecto la reacción peritéctica consume dos fases para producir una diferente, exactamente lo opuesto a la reacción eutéctica.
El Diagrama de Equilibrio Peritéctico
Aunque las reacciones peritécticas son una parte de los diagramas de significación comercial, los de
hierro-carbón (acero) y cobre-zinc (latón), sólo hay unos pocos sistemas cuyas solidificaciones están
caracterizadas por una reacción peritéctica. El sistema plata-platino, figura 5-17 es un ejemplo de tal
comportamiento. Como los diagramas usuales de equilibrio consiste de las regiones de una y dos fases
separadas por las líneas limitantes de fases. De especial interés es la horizontal peritéctica la cual ocurre
la reacción peritéctica. Es notable que la composición peritéctica (54% de platino) es la fase central
sólida producida por la reacción peritéctica. Si la solidificación de una aleación de composición peritéctica
es considerada (aleación 1 en la figura 5-17) se ve que la fase de los cristales primarios beta crece en
la solución líquida conforme la aleación es enfriada a la temperatura peritéctica. Exactamente encima
de esta temperatura un análisis de fase da los siguientes resultados:
Punto
Fases
Composiciones
- aleación de 54% de Platino a la temperatura de 2200°F
- Líquida y beta
- 31% de Pt y 86% de Pt
Montos
- 58%
54 ? 31
x 100 ? 42%
86 ? 31
Ligeramente debajo de la temperatura peritéctica un análisis de fases de la aleación de composición
peritéctica da la información sorprendente:
Punto
Fases
Composiciones
Montos
-
aleación de 54% de Platino a la temperatura de 2100°F
alfa
54% de Pt
100%
136
Guillermo Tantaleán Vanini
¿Cómo las fases líquida y beta desaparecen y dan lugar a los granos alfa homogéneas? La reacción
peritéctica que acompaña a este cambio en el enfriamiento puede ser convenientemente expresado por
la ecuación :
Líquido + Solución sólida beta ? Solución sólida alfa
(5-9)
Donde las composiciones químicas de las fases líquida y beta están dadas por los puntos terminales
de la reacción peritéctica horizontal y la solución sólida alfa tiene la composición peritéctica (54% de
platino). Como las reacciones eutécticas, la reacción peritéctica ocurre a temperatura constante bajo
condiciones ideales de equilibrio. El cuadro físico de esta reacción es peculiar, desde que la fase alfa
debe empezar a formarse en la superficie de los cristales primarios beta figura 5-18. sin embargo, el
avance en el crecimiento de la fase alfa puede ocurrir solo como un resultado de la difusión (a través de
la alfa existente) de los átomos de platino de la fase beta y los átomos de plata de la fase líquida. Si se
permite el tiempo suficiente a la temperatura peritéctica, la formación homogénea de los granos alfa se
completará.
Para que una ración peritéctica ocurra, no es necesario que una aleación sea de composición
peritéctica exactamente, sino que su composición pase a través de la horizontal peritéctica. La aleación
2 en la figura 5-17 es un ejemplo de esta composición más generalizada. Para mostrar que los diagramas
de equilibrio permiten la predicción de los cambios de fases que ocurren al calentar una aleación como
también al enfriarlas, se considerará el calentamiento de la aleación 2 calentándola a aproximadamente
1960°F la fase líquida empieza a formarse a partir de la fase alfa, y un análisis típico en esta región
bifásica es el siguiente:
Punto
Fases
Composiciones
- aleación de 40% de Platino a la temperatura de 2100°F
- Líquida y alfa
- 24% de Pt y 50% de Pt
Montos
- 39%
40 ? 2431
x 100 ? 61%
50 ? 24
Si el calentamiento continua, al llegar debajo de la temperatura peritéctica se forma fase líquida a
expensas de la fase y las composiciones de ambas fases la líquida y la alfa cambian para responder a
las características de la reacción peritéctica. Cuando el calentamiento sigue a la temperatura eutéctica
ocurrirá la reacción inversa dada en la ecuación (5-9), y la fase alfa remanente se descompone en la
solución sólida beta y en el líquido adicional. Un análisis típico de fase da los montos de estas dos fases
exactamente encima de la reacción peritéctica horizontal:
Punto
Fases
Composiciones
- aleación de 40% de Platino a la temperatura de 2200°F
- Líquida y beta
- 31% de Pt y 86% de Pt
Montos
- 84%
40 ? 31
x 100 ? 16%
86 ? 31
Si se sigue calentando la fase líquida se incrementa hasta que la aleación se encuentra totalmente
líquida por encima de los 2480°F.
Recursos Metalúrgicos - Metalurgia General II
137
Solidificación sin Equilibrio en los Sistemas Peritécticos
El uso de los diagramas de equilibrio peritécticos para la predicción de micro estructuras o de
propiedades mecánicas y físicas esta limitada severamente por la casi universal ocurrencia de las estructuras no equilibradas. Por ejemplo, la aleación de platino de 40% debería consistir de granos de la
fase alfa a la temperatura ambiente y de acuerdo al diagrama de equilibrio de la figura 5-17, pero la
estructura real de la aleación fundida es enteramente diferente, figura 5-19. la razón en la persistencia
de la fase dendrítica beta es evidente conforme el curso de la reacción peritéctica mostrada en la figura
5-18. la fase alfa, al formarse de las fases líquida y beta, rodea o encaja las partículas de la fase beta.
Este encajamiento protege la fase beta de promover la reacción con el líquido, y la difusión en las fases
sólidas es usualmente insuficiente para permitir que el equilibrio se establezca durante el enfriamiento.
Si la aleación solidificada es sometida a una combinación de deformación plástica y temperatura
elevada, como en los tratamientos térmicos, el proceso de difusión es acelerado y el equilibrio puede
ser establecido, las propiedades físicas y mecánicas de la aleación pueden ser entonces previstas
aproximadamente por medio de las reglas generales dadas para las soluciones sólidas y las aleaciones
bifásicas.
Fases Intermedias
La mayoría de los diagramas de fases no consisten meramente de una reacción eutéctica o una
reacción peritéctica, sino mas bien de una combinación de varias reacciones fundamentales. Por ejemplo, los diagramas hierro-carbón contienen reacciones de solución sólida, peritécticas y eutécticas. En
la mayoría de los casos la aparición de muchas reacciones en un diagrama binario es el resultado de la
presencia de las “fases intermedias”. Hay fases cuyas composiciones químicas son intermedias entre
los dos metales puros, y cuyas estructuras cristalinas son diferentes de aquellas que corresponden a los
metales puros. Esta diferencia en la estructura distingue las fases intermedias de las soluciones sólidas
primarias, las cuales están basadas sobre los metales puro. Algunas fases intermedias pueden ser
llamadas “compuestos ínter metálicos”, como el Mg Pb, que tiene una relación simple de las dos clases
2
de átomos, sin embargo, muchas fases intermedias existen
en una gama de composiciones y son consideradas “intermedias” o “soluciones sólidas secundarias”.
Las fases intermedias están divididas en fases de fusión congruente e incongruente, sobre la base de
su comportamiento en su fusión. Una fase de fusión incongruente se descompone en dos fases diferentes, usualmente una sólida y otra líquida, en vez de fundirse de la manera usual. Una reacción peritéctica
se produce por esta clase de descomposición (ver problema 9) esta composición peritéctica está
representada por la composición de la fase intermedia a la temperatura peritéctica. Una fase de fusión
congruente funde de la misma manera como un metal puro. En este caso el diagrama de equilibrio está
dividido esencialmente en secciones diferentes. En la figura 5-20 la fase beta de fusión congruente
divide el diagrama plomo-magnesio en dos reacciones eutécticas, cada una de las cuales puede ser
analizada independientemente.
Para ilustrar la solidificación de una aleación típica la aleación de plomo con 10% de magnesio será
considerada. A altas temperaturas la aleación es líquida, por ejemplo.
Punto
Fases
Composiciones
Montos
- aleación de 10% de Magnesio a la temperatura 1000°F
- Líquida
- 10% de Mg
- 100% Líquido
138
Guillermo Tantaleán Vanini
La solidificación empieza a 900° F con la nucleación y crecimiento de los granos de la fase beta.
Una línea de enlace esta dibujada solo en la región bifásica y por eso termina en la línea que representa
la composición de la fase beta. Un análisis encima y muy próximo a la temperatura eutéctica es típico
de los análisis de una región bifásica, la composición eutéctica es 2.5% de magnesio.
Punto
Fases
Composiciones
- aleación de 10% de Magnesio a la temperatura de 500°F
- Líquida y beta
- 2.5% de Mg y 19% de Mg
Montos
- 55%
10 ? 2 .5
x 100 ? 45%
19 ? 2 .5
La fase líquida es de composición eutéctica y forma estructura eutéctica conforme continua el enfriamiento a lo largo de la temperatura eutéctica. El monto de la estructura eutéctica es por eso igual al
monto de esta fase líquida, 55%, notar que el calculo de una fase por la aleación solidificada da los
montos de las fase alfa y beta:
Punto
Fases
Composiciones
- aleación de 10% de Magnesio a la temperatura de 450°F
- Alfa y beta
- 1% de Mg y 19% de Mg
Montos
- 50%
10 ? 1
x 100 ? 50 %
19 ? 1
De los resultados de este análisis de fases a 500 y 450°F se puede concluir que:
1) La micro estructura de la fundición de 10% de aleación de magnesio consiste de 45% de
cristales primarios beta y 55% de estructura eutéctica y
2) La estructura eutéctica esta compuesta de 50/55 partes de fase alfa y 5/55 partes de fase beta.
Un esquema del comportamiento de una solidificación similar se muestra en la figura 5-12 (aleación 2).
Reacciones al Estado Sólido
Los diagramas considerados en las secciones previas han descrito la descomposición de una solución líquida en una solución sólida, eutéctica, etc, una solución sólida puede experimentar exactamente
reacciones de las mismas clases, tales descomposiciones al estado sólido son de interés importante en
la industria. La teoría y método del análisis de fases son idénticos para las transformaciones líquidas y
sólidas, y solo es necesario usar palabras ligeramente diferentes, ”eutectoide” y “peritectoide” con el
objeto de tratar adecuadamente las relaciones de fases en la descomposición de una solución sólida.
Aunque las reacciones a los estados líquido y sólido pueden ser idénticas e la teoría de las fases,
podría dudarse si un cuerpo sólido puede descomponerse en una o mas fases nuevas de la misma
manera que una solución líquida móvil. Esta duda esta justificada. Las reacciones al estado sólido
difieren de dos importantes maneras de las reacciones líquidas, en la forma en que pueden alcanzar las
condiciones de equilibrio producidas por medio del diagrama de fases:
1) Las reacciones al estado sólido ocurren mucho mas lentamente, están sujetas a las mayores
histéresis (por ejemplo sobre-enfriamiento) y raramente corresponden en la práctica a las
condiciones verdaderas de equilibrio.
Recursos Metalúrgicos - Metalurgia General II
2)
139
Las fases sólidas consisten de átomos arreglados en ciertas estructuras cristalinas, y nuevas
fases sólidas se forman a partir de otra fase sólida, tendiente a tomar posiciones definidas con
respecto a la estructura cristalina. Es decir la estructura de la nueva fase tiene una definida
relación de orientación con respecto a la estructura de la fase de la cual se formó.
La figura 13-4 ilustra los cambios atómicos que pueden resultar en una relación definida entre la
orientación de la fase sólida nueva y la fase sólida de la cual se formó. El modelo geométrico
(Widmänstaten) formado por las fase nueva en tales casos se muestra en la figura 5-22(b). Sin embargo, aunque las velocidades de las reacciones lentas y las relaciones de orientación son de gran importancia, estos factores no necesitan ser considerados ahora en relación con el estudio de las reacciones
al estado sólido.
Reacciones Eutectoides
El hecho que el acero pueda ser endurecido es un resultado directo de una reacción eutectoide en
el diagrama de equilibrio hierro-carbón. Así como la reacción eutéctica desarrolla una descomposición
a partir de una solución líquida, de la misma manera una reacción eutectoide encierra la descomposición de una solución sólida en otras dos fases sólidas. En la figura 5-21 esta solución sólida se llama
austenita o solución sólida gama (la austenita se forma a partir del estado líquido, la cual ha sido
estudiada) El equilibrio de la descomposición de la austenita será considerado ahora.
La austenita de reacción eutectoide (que forma una estructura eutectoide 100% cuando es enfriada
lentamente a lo largo de la reacción eutectoide horizontal) tiene el mas simple comportamiento en su
descomposición. La aleación 1 de la figura 5-21 tiene esta descomposición y en a región del diagrama
que corresponde a la austenita un análisis típico de fases es:
Punto
Fases
Composiciones
Montos
-
aleación de 0.8% de carbón a la temperatura de 1400°F
Solución sólida gama (austenita)
0.8% de C
100%
Conforme la aleación es enfriada a lo largo de la reacción eutectoide horizontal la fase austenita se
descompone en la solución sólida alfa (ferrita) y en la de hierro-carburo (Fe3C ó cementita). La
naturaleza de la descomposición de éste eutectoide es estrictamente análoga a la de la descomposición
eutéctica. Las dos nuevas fases sólidas en una región dada de la austenita producen un nódulo de
“perlita”, el micro constituyente eutectoide. Cuando la fase austenita es consumida por el crecimiento
de muchos nódulos de perlita, los nódulos se reúnen unos a otros para formar el arreglo tal como se ve
en la microfotografía a la temperatura ambiente de la figura 5-21(c). Notar que en la región en la cual un
grupo de placas de ferrita y cementita tienen casi una orientación constante no se llama un “grano” de
perlita, sino un “nódulo” de perlita. Un grano por definición tiene una sola orientación en la estructura
reticular. Desde que la perlita esta compuesta de dos fases evidentemente no puede satisfacer esta definición. Un análisis de fases justamente debajo de la reacción eutectoide horizontal da los resultados:
Punto
Fases
Composiciones
- 0.8% de Carbón a la temperatura de 1300°F
- Alfa y Fe C
- 0.3% de C3 y 6.7% de C
Montos
- 88%
0.80 ? 0.03
x 100 ? 12 %
6.7 ? 0.03
140
Guillermo Tantaleán Vanini
Desde que la correspondiente micro estructura, figura 5-21(c), es de 100% de perlita, se concluye
que la perlita consiste de 88% de ferrita y 12% de cementita.
La aleación 2 en la figura 5-21 es una composición mas general en el sistema eutectoide. Conforme
la aleación es enfriada desde la región e la austenita, cristales primarios de ferrita comienzan a formar
granos de austenita a partir de los 1500°F. Si el enfriamiento continúa, se formará más ferrita y la
composición de la austenita se aproxima a la composición eutectoide. Exactamente encima de la temperatura eutectoide el análisis de fases es:
Punto
Fases
Composiciones
- 0.4% de aleación de carbón a 1335°F
- Alfa y Gama
- 0.03%C
(casi) 0.8% C
Montos
- 52%
0.40 ? 0.03
x 100 ? 48 %
0.80 ? 0.03
En el enfriamiento a través de la temperatura eutectoide la austenita (la cual es entonces de descomposición eutectoide) cambia a perlita, la estructura eutectoide. La micro estructura de la aleación muestra
aproximadamente 48% de perlita y 52% de ferrita. Por supuesto el porcentaje de fases es enteramente
diferente, como se muestra en el siguiente análisis:
Punto
Fases
Composiciones
- 0.4% de Carbón a la temperatura de 1300°F
- Alfa y Fe C
- 0.3% de C 3 y 6.7% de C
Montos
- 94%
0.40 ? 0.03
x 100 ? 6%
6.7 ? 0.03
En la foto micrografía de la aleación de 4% de carbón, figura 5-21, es evidente que los micro
constituyentes: perlita y ferrita (primaria), son a menudo cantidades convenientes de referencia. Sin
embargo, para otros propósitos, tal como la velocidad con que se pueda trabajar el acero con herramientas, el monto de la fase dura Fe3C puede ser más útil.
Precipitación de la Solución Sólida
Un tipo común de reacción al estado sólido es la formación de una segunda fase entre los granos
de una solución sólida. La razón para tal precipitación de la segunda fase es el decrecimiento en la
solubilidad del metal soluto en el metal base. La figura 5-22 muestra una porción del diagrama
aluminio-plata en la cual la solubilidad de a plata en aluminio varia desde casi 50% a 1000°F a solo
2% a la temperatura ambiente. La aleación, que contiene 20% de plata, se solidifica a partir del
estado líquido para formar la solución sólida alfa en la forma que ya se ha discutido para los diagramas
de equilibrio de solución sólida. En la región de la fase alfa los análisis siguientes pueden hacerse,
figura 5-22(a):
Punto
Fases
Composiciones
Montos
-
aleación de 20% de Plata a la temperatura de 1000°F
Solución sólida alfa
20% de Ag
100%
Si se sigue el enfriamiento de la aleación sólida, la solubilidad de la plata en aluminio cae a 20% a
830° F y la precipitación de la solución sólida beta rica en plata empieza. Si el enfriamiento continúa, el
Recursos Metalúrgicos - Metalurgia General II
141
monto de la fase beta se incrementa hasta que cercanamente a la temperatura ambiente el análisis de
fases da: figura 5-22(b):
Punto
Fases
Composiciones
- aleación de 20% de Plata la temperatura de 100°F
- Alfa y beta
- 2% de Ag y 85% de Ag
Montos
- 78%
20 ? 2
x 100 ? 22%
85 ? 2
Las fases alfa y beta no están en una estructura eutéctica, desde que el micro constituyente eutéctico
puede ser producido solo por la solidificación del líquido eutéctico. Por otro lado, los cristales beta
precipitan como placas sobre los planos 111 de los granos alfa. La estructura geométrica resultante en la
superficie pulida del espécimen se llama una “estructura Widmanstätten”. Desde que las orientaciones de
los granos alfa difieren, el carácter de la estructura Widmanstätten también varia de grano a grano.
Reacciones de Orden - Desorden
Una transformación al estado sólido que no tiene paralelo en las reacciones líquido-sólido es el
“ordenamiento” de una solución sólida. Se recordará que una solución sólida consiste de los átomos del
solvente y del soluto, distribuidos al azar en los puntos de la estructura del solvente metálico. La figura 523(a) es una representación dimensional de una solución sólida de un “cuerpo centrado” con números
iguales de átomos de ambos metales. La distribución “desordenada” de átomos en esta solución sólida es
enteramente diferente del arreglo en la estructura “ordenada” figura 5-23(b). Es evidente que el ordenamiento perfecto de una solución sólida puede ocurrir solo si las dos clases de átomos están presentes en
ciertas relaciones, tales como 1:1 ilustrada en la figura 5-23. también el incremento en la vibración térmica
de los átomos a altas temperaturas tiende a disminuir la perfección del ordenamiento. Sin embargo, como
se muestra en la figura 5-24, el más o menos perfecto ordenamiento de la fase alfa prima existe en una
gama de composiciones y temperaturas que puede distinguirse de la fase alfa desordenada.
El análisis de la solidificación y enfriamiento de una aleación en un diagrama tal como en la figura 524 no ofrece nuevos problemas. Por ejemplo la composición general, aleación 2, se solidifica de
acuerdo a la reacción de la solución sólida y a 600° F, el análisis de las fases es:
Punto
Fases
Composiciones
Montos
-
aleación de 25% de B a la temperatura de 600°F
alfa
25% de B
100%
Cuando la temperatura se baja aproximadamente a 420°F la estructura ordenada empieza a formarse, y el siguiente análisis se puede hacer a 400°F:
Punto
Fases
Composiciones
- aleación de 25% de B a la temperatura de 400°F
- Alfa y alfa prima
- 25% de B
27% de B
Montos
- 67%
25 ? 24
x 100 ? 33 %
27 ? 24
Conforme el enfriamiento sigue se forma la estructura alfa prima que reemplaza completamente a la
alfa a los 350°F. A la temperatura ambiente la situación es simple:
142
Guillermo Tantaleán Vanini
Punto
Fases
Composiciones
Montos
-
aleación de 25% de B a la temperatura ambiente
alfa prima
25% de B
100%
Las propiedades no ordinarias asociadas con la formación de una estructura ordenada son consideradas en el capitulo posterior.
Sistemas Ternarios
Puesto que las propiedades de un metal puro son mejoradas por la adición de un elemento aleable,
¿Por qué no agregar otros y obtener mejores ventajas?. Esto es exactamente lo que se hace en la
práctica, así es como la mayoría de las aleaciones comerciales son mas complejas que las aleaciones
binarias. Por ejemplo, los metales que se utilizan en servicios a altas temperaturas pueden contener
hasta 10 elementos. Hasta el presente no hay un método satisfactorio para representar las aleaciones
de fases en tales sistemas multicomponentes, y los diagramas tricomponentes son los que comúnmente
se encuentran entre los mas complejos.
Representación de Sistemas Ternarios
Para plotear adecuadamente las variaciones de la presión, temperatura y las dos concentraciones
variables en un sistema tricomponente se requeriría el uso de cuatro dimensiones. Fijando la presión a
una atmósfera, tres dimensiones son suficientes. Aun esta clase de ploteo es inconveniente, la temperatura también puede ser fijada para reducir el diagrama a dos dimensiones. La figura 5-25 muestra el
método usual triangular para plotear las dos composiciones variables en un sistema ternario cuando la
presión y temperatura son fijados. Un vértice del diagrama representa el 100% de uno de los componentes, tal como el metal A. La base del diagrama opuesto al metal A representa 0% de metal A, y las
líneas paralelas a esa base indican porcentajes variables del metal A. El punto que representa la aleación 1 se encuentra a una distancia de la base que es el 20% de la distancia del vértice A a dicha base,
por eso la aleación 1 contiene 60% de B y 20% de C.
Este simple ploteo de la composición a temperatura constante (y presión) es de valor para determinar la constitución de fases de las aleaciones. El uso de los diagramas de equilibrio ternarios
tridimensionales, figura 5-26(a) aclara este hecho. La temperatura es ploteada perpendicularmente a
los triángulos de composición. Como es usual, los “puntos” en el diagrama están determinados por la
composición y temperatura. Las regiones de fases son volúmenes más bien que áreas, pero las fases
presentes en un caso dado sin embargo están determinadas por la región de la fase en la cual el “punto”
ocurre. Por lo tanto, durante la solidificación de la aleación 1 el punto temperatura-composición pasa
a través de las siguientes regiones: 1) Líquida, 2) beta, 3) líquida, beta y alfa 4) beta y alfa.
El Análisis de Fases en los Sistemas Ternarios
El diagrama espacial no es conveniente para hacer análisis de fases detallados. Sin embargo, un
análisis dado se hace a una sola temperatura y por eso en una sección a temperatura constante. Consideremos el análisis de la aleación 1 en la región líquida, por ejemplo a la temperatura T 1. la sección a
través del diagrama espacial a esta temperatura se muestra en la figura 5-26(b) y es evidente que el
punto reposa en el campo de la fase líquida. El análisis de fase es simple:
Punto
Fases
Composiciones
Montos
-
aleación de 20% de A. 60% de B, 20% de C a la temperatura de T1
Líquida
20% de A, 60% de B
100%
Recursos Metalúrgicos - Metalurgia General II
143
Los otros campos de fases que existen a la temperatura T 1 no son desarrollados en este análisis.
Cuando la aleación 1 se enfría a esta temperatura correspondiente a esa composición la solidificación de la solución sólida aparece. Esta reacción de solidificación es idéntica a las estudiadas en los
sistemas bicomponentes excepto que la solución sólida beta formada en este caso tiene ambos metales
A y C cuyos átomos en solución sólida están en la estructura reticular del metal B. Un análisis típico de
fases de la aleación 1 en la región líquida + beta puede hacerse a la temperatura T 2 usando la sección
isoterma de la figura 5-26(c).
Punto
Fases
Composiciones
- aleación de 20% de A, 60% de B a la temperatura de T2
- Líquida y beta
- 21% de A, 58% de B
y 10% de A, 83% de B
Montos
- 92%
2
x 100 ? 8 %
25
Por conveniencia, las longitudes necesarias para el cálculo fueron medidas utilizando la línea de los
porcentajes de B. Las líneas de enlace en estas secciones las isotermas son determinadas experimentalmente.
Cuando una cierta cantidad de la fase beta primaria se ha formado, el líquido alcanza una composición seudo-eutéctica, y empieza a formarse una mezcla de fases beta y alfa secundarias en una
estructura similar al micro constituyente Eutéctico en sistema binario. La temperatura T esta entre la
3
gama de temperaturas sobre la cual las fases alfa y beta cristalizan simultáneamente a partir
del líquido
en la aleación 1. la sección isoterma T se muestra en la figura 5-26(d) y se aplica el análisis de fases
3
siguiente (se notara que las composiciones
de las tres fases se leen en los vértices de la región triangular
trifásica):
Punto
Fases
Composiciones
- aleación de 20% de A, 60% de B a la temperatura de T
3
- Líquida, alfa y beta
- 17% de A, 55% de B 30% de A, 38% de B 18% de A, 70% de B
Montos
- 25%
5
ml
x 100 ? 19% ,
x 100 ?
27
mn
13
x 100
23
? 56 %
La construcción usada para determinar el monto de la fase beta se ilustra en la figura 5-26(d) y se
ve que es análoga a la relación usual de la ley de palanca. Similares razonamientos pueden hacerse para
determinar los montos de las otras fases. El monto total de la fase beta incluye cristales primarios y la
secundaria beta.
Cuando la ultima parte de líquido ha desaparecido solo están presentes las fases alfa y beta. Un
análisis de fases a esta temperatura T en la región sólida del diagrama puede fácilmente hacerse con la
ayuda de la sección isoterma dada en4 la figura 5-26(e):
Punto
Fases
Composiciones
- aleación de 20% de A, 60% de B a la temperatura de T4
- Alfa y beta
- 41% de A, 33% de B
y 11% de A, 72% de B
Montos
- 31%
27
x 100 ? 69 %
39
144
Guillermo Tantaleán Vanini
Aunque las secciones verticales a través del diagrama espacial, tal como en la figura 5-26 (f) trae un
cierto parecido a los diagramas binarios, ellos carecen de una característica importante. “las líneas de
enlace generalmente no reposan en el plano de una sección vertical”. Esto se puede ver comparando la
dirección de la línea de enlace a través de la aleación 25 en la figura 5-26( c) con la dirección del trazo
l
en la sección B B en esta figura. Esta restricción sobre las secciones verticales de los diagramas ternarios
debe tenerse en cuente cuando se usan esas secciones. Sin embargo, las secciones verticales son
verdaderamente valiosas para mostrar las fases que están presentes en una aleación durante los equilibrios de enfriamiento y calentamiento. Las secciones verticales también revelan las temperaturas a las
cuales los diferentes cambios de fases ocurren.
El diagrama ternario de la figura 5-26 es un ejemplo relativamente simple de un sistema ternario
posible. La construcción y visualización de la mayoría de los diagramas ternarios de importancia técnica es extremadamente difícil. Sin embargo, los principios ilustrados en el diagrama de la figura 5-26 (a)
son suficientes para la solución de la mayoría de los problemas de los sistemas tricomponentes en las
ocasiones en que las secciones diagramáticas isotermas estén disponibles.
Equilibrio Gas-Metal
Puesto que la producción, fusión y tratamientos térmicos de los metales se llevan a cabo en presencia de gases: oxígeno, nitrógeno e hidrógeno por ejemplo, es evidente que las reacciones gas-metal son
posibles. Muchos aspectos de estas reacciones pueden ser comprendidas muy fácilmente por medio de
los diagramas de equilibrio apropiados. Básicamente tal diagrama es el mismo que para los sistemas
metálicos ordinarios, y es razonable que la fase gaseosa y la presión sean de la mas grande importancia.
Como un ejemplo de un diagrama gas-metal, las relaciones de equilibrio entre la plata y el oxígeno se
muestra en la figura 5-27 para una presión de 1 atmósfera. Este sistema es una buena ilustración de la
importancia de una fase gaseosa, desde que “el chisporreteo” pueda ocurrir durante la solidificación de la
plata. El diagrama muestra que la plata pura fundirá si es calentada encima de los 1761°F y que la fase
líquida continuara a esta temperatura aun si disuelve oxígeno de la atmósfera. Dado el tiempo suficiente en
el punto de fusión, la composición del líquido cambiara desde 0% de oxígeno aproximadamente a 0.3%
de oxígeno. Si el líquido es entonces enfriado, la fase líquida alcanza la composición eutéctica durante la
solidificación y se descompone en la solución sólida alfa (casi plata pura) y la fase gas. Las burbujas de
gas se levantan a la superficie de la masa solidificada y producen “el chisporreteo” del líquido conforme
ellas se escapan. Desde que el desprendimiento de la fase da como resultado una fundición de calidad
inferior, la fusión de la plata es preferible llevarla a cabo en una atmósfera en la cual el oxígeno esté
excluido.
Mientras que la presión tiene un efecto relativamente pequeño en el equilibrio sólido-líquido, es un
factor importante en las reacciones que desarrollan los gases. Por ejemplo, la máxima solubilidad del
oxígeno en la fase alfa de la plata a una temperatura dada se incremente grandemente a mas altas
presiones. En efecto el aspecto integro de la figura 5-27 es enteramente diferente a más altas o más
bajas presiones. Aunque no hay datos disponibles generalmente para los efectos completos de la
presión en los sistemas gas-metal la variación de la solubilidad máxima del gas (S) con respecto a la
presión (P) esta dado por la ley de Sievert para los gases diatómicos:
S ? K
25
P
(5-10)
Cuando tres fases están en equilibrio, como en el ejemplo, los montos relativos son tales que el triángulo trifásico se balancearía en un plano
horizontal si fuera soportado en el punto que represente la composición del sistema "20% A y 60% B" y si los pesos de las fases correspondientes
fueran aplicados a las vértices de los triángulos. Esta visualización es análoga a la aplicada a la de la figura 5-9 para el equilibrio bifásico. La
construcción de la línea mn (a través de la fase beta y los puntos de composición) reduce el problema de determinación de las fases beta a la de aplicar
la ley ordinaria de palanca.
Recursos Metalúrgicos - Metalurgia General II
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donde K es una constante que depende de la temperatura. Similarmente, el efecto de la temperatura en la solubilidad a presión constante esta dado por:
S=A e
Q
(5-11)
RT
Donde A y Q son constantes, R constante de los gases (2 calorías / mol / grado) y T es temperatura
e
absoluta (grados
kelvin). Los datos para aplicar estas dos ecuaciones están disponibles en la literatura
técnica. Las figuras 5-28 y 5-29 muestra algunos resultados de la solubilidad del hidrógeno.
La figura 5-29 indica que la solubilidad del hidrógeno en el hierro se incrementa súbitamente a
910°C, cuando el hierro cambia de CBC a CCC. Un decrecimiento correspondiente ocurre a 1400°C
se produce cuando nuevamente se convierte a una estructura CBC. La gran diferencia entre el metal
líquido y sólido es la base de un método para disminuir el contenido de gas de los metales fundidos en
la obtención de piezas fundidas. La temperatura de la aleación en fusión muy cercanamente debajo de
su punto de solidificación, y como resultado gran parte del gas disuelto es expelido. Si la aleación
entonces es calentada rápidamente a la temperatura de fundición y moldeo, el tiempo será insuficiente
para que el contenido de gas se incremente nuevamente a su máximo valor. Como resultado, el contenido en gas de la fundición es significativamente reducido.
Impurezas en los Metales
En la mayoría de las aplicaciones actuales de los metales y aleaciones, solo el metal base y los
principales elementos aleables son de importancia directa. Sin embargo, cuando en la producción de
fundiciones comienzan a formarse cavidades gaseosas como de hidrógeno, nitrógeno y oxígeno, bruscamente tienen una gran influencia. Las impurezas sólidas, aun más comunes, y un pequeño porcentaje
de un elemento indeseable puede destruir las propiedades útiles de las aleaciones comerciales. Por
ejemplo, 0.01% de arsénico causa dificultades en la producción de las aleaciones de plomo-antimonio
para cables blindados. El azufre es una impureza no metálica que causa que los aceros desarrollen
agrietamientos cuando son rolados a altas temperaturas. La causa de esta fragilidad térmica es la fusión
de un sulfuro de hierro en el acero.
Todas las aleaciones comerciales contienen impurezas. Sin embargo, cuando las cantidades de las
impurezas críticas exceden un valor específico que tienen efectos indeseables. Aunque cada metal base
representa un problema separado y especializado, generalmente las impurezas se incorporan en el
artículo metálico final por los siguientes caminos:
1.
2.
3.
En los procesos de fundición del metal, impurezas en los minerales, fundentes y combustibles.
Durante las operaciones posteriores de fusión provenientes de los hornos o combustibles, y en
las adiciones de los deshechos metálicos.
En el curso de los tratamientos térmicos, etc.
En la practica, el éxito comercial estriba no en la eliminación completa de los elementos indeseables,
sino en el adecuado control de esas impurezas. Generalmente esto se hace manteniendo dichos elementos debajo de la seguridad mínima, pero frecuentemente es más económico agregar un segundo
elemento para convertir la impureza en un elemento no peligroso. Por ejemplo, puede evitarse la
acción del azufre en el acero transformándolo en sulfuro de manganeso (lo cual mejora las condiciones
para trabajarlo en maquinado) si se agrega una pequeña cantidad de manganeso durante la manufactura del acero.