6. Diagramas de fases en aleaciones metálicas

Transcripción

1 6. Diagramas de fases en aleaciones metálicas 6.1. Conceptos fundamentales 6.2. Ejemplos de diagramas de fases Sistemas isomórficos binarios Endurecimiento por dispersión. Reacciones de tres fases Sistemas eutécticos binarios 6.3. Diagramas de fases de interés industrial El sistema hierro carbono El factor tiempo en las transformaciones de fase Diagramas temperatura-tiempo-transformación (T.T.T.) Diagramas de transformación por enfriamiento continuo (C.C.T.) Propiedades mecánicas de los diferentes microconstituyentes del acero Tratamientos térmicos de los aceros

2 Propiedades físicas de una aleación metálica son función de la composición química y de la microestructura Aleaciones: Hierro-Carbono (aceros), Cu-Ni, Aluminio-Magnesio, etc Microestructura se puede establecer (en la mayor parte de los casos) a partir del diagrama de fases de la aleación Diagrama de fases Microestructura Propiedades Diagrama de fases: Resume de forma gráfica los rangos de temperatura y composición en los ciertas fases o mezclas de fases existen en condiciones de equilibrio termodinámico

3 Fase (F) Es una porción homogénea de un sistema caracterizado por una estructura y una organización atómica constante y por tanto con características físicas y químicas uniformes. Esta región aparece limitada por una superficie a través de la cual las propiedades cambian bruscamente. Un elemento puro en un estado de agregación determinado (sólido, líquido o gas) constituye una fase. Cuando el agua y el hielo están juntos en un recipiente, existen dos fases separadas; son físicamente distintas aunque sean químicamente idénticas. Si una sustancia puede existir en dos o más formas (por ejemplo el elemento químico hierro, que puede cristalizar tanto en la estructura fcc como en la bcc) cada una de estas formas es una fase con diferentes propiedades físicas. Sin embargo dos componentes químicamente diferentes sí se pueden mezclar completamente (por ejemplo una mezcla de etanol y agua) formando así un líquido monofásico; por esta misma razón una mezcla de agua y aceite es un sistema bifásico formado por dos líquidos no miscibles. Componentes (C) Son el número mínimo de especies químicas necesarias para determinar la composición de las fases. Por ejemplo en una aleación de cobre y cinc (latón) los componentes son el cobre y el cinc. Sin embargo en el agua, existe un único componente (H2O) y no dos (H y O) ya que, por tratarse de un compuesto químico, las proporciones entre H y O se mantienen constantes Grados de libertad (L) En un sistema en equilibrio, es el número de variables intensivas (presión, temperatura, concentraciones) que se pueden modificar en un amplio intervalo sin producir la aparición de nuevas fases o la desaparición de las existentes; corresponde por ello al número de variables, controladas experimentalmente, que se deben especificar para definir completamente el estado del sistema.

4 Equilibrio de fases Este concepto termodinámico se describe en términos de la función energía libre de Hemholtz del sistema, cuyo valor a volumen constante y para cada temperatura, depende de la energía interna (U) y de la entropía (S) (F=U-TS). Un sistema está en equilibrio si la energía libre es mínima en condiciones específicas de temperatura, presión y composición. En sentido macroscópico, esto significa que sus características no cambian con el tiempo sino que se mantienen indefinidamente; es decir, el sistema es estable. El término equilibrio de fases se refiere a la situación de equilibrio termodinámico correspondiente a un sistema que tenga más de una fase. La energía libre y los diagramas de fases aportan información acerca de las características del equilibrio de un determinado sistema, pero no informan acerca del tiempo necesario para alcanzar dicho equilibrio. En muchos sistemas sólidos, ocurre que el estado de equilibrio nunca se alcanza completamente, ya que la velocidad para llegar al equilibrio es muy lenta; en este caso el estado del sistema se define como de no equilibrio y se denomina metaestable. Regla de las fases de Gibbs Esta regla fue formulada en el siglo XIX por el físico J. Willard Gibbs. Se aplica estrictamente en condiciones de equilibrio termodinámico, pero en la práctica también es muy útil en situaciones de no equilibrio próximas a las de equilibrio. La expresión para esta regla es: F + L = C+ N donde F es el número de fases coexistentes en el equilibrio, C es el número de componentes, L es el número de grados de libertad o variables independientes y N es el número de variables no composicionales (por ejemplo, temperatura y presión). En los diagramas de fases a presión constante N toma el valor 1, mientras que si la presión es variable N tendrá un valor 2. En los sistemas más interesantes que se analizan en Ciencia de Materiales, la influencia de la presión es mínima y las variables independientes prioritarias son la temperatura y la composición en cada fase (N=1).

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

6 Alotropía y polimorfismo Dependiendo de las condiciones de temperatura y presión muchos elementos metálicos pueden existir en formas cristalinas alternativas. Este fenómeno se denomina alotropía o polimorfismo (ver tema 1 para el caso de la alotropía del carbono). temperatura / ºC hierro líquido (amorfo) Fe (δ) Alotropia del hierro a presión n atmosférica Fe (γ) 910 Fe () -273

7 Solución sólida Es un tipo de sistema formado por átomos de dos o más clases diferentes, homogéneamente distribuidos y que por ello constituyen una sola fase. Cuando un metal sólido se disuelve en un segundo elemento metálico, la fase resultante se denomina solución sólida. Al constituyente que se encuentra en menor proporción se le conoce, por analogía con las familiares soluciones acuosas, como soluto, mientras que aquél que se encuentra en mayor proporción se denomina solvente. En una solución sólida se mantiene la estructura cristalina original del solvente. En general, los átomos del soluto pueden ocupar dos tipos de posiciones en la red del metal matriz. Si los dos tipos de átomos son de un tamaño aproximadamente igual, el átomo disuelto sustituirá alguno de los átomos de la red cristalina de la matriz (figura). Este tipo de estructura se denomina solución sólida sustitucional. Si por el contrario, los átomos del soluto son de pequeño tamaño pueden ocupar posiciones intersticiales (figura), dando lugar a una solución sólida intersticial. a b átomos de sóluto átomos del solvente Los dos tipos diferentes de solución sólida: a) solución sólida sustitucional, Límite de solubilidad En muchas aleaciones que forman soluciones sólidas, y para cada temperatura, existe una concentración máxima de átomos de soluto que se dispersan en el solvente. Esta concentración máxima se denomina límite de solubilidad. La adición de una cantidad adicional de soluto a este límite de solubilidad forma otra solución sólida o compuesto con otra composición diferente y que por lo tanto constituye una nueva fase.

8 Microestructura El estado de los metales obtenidos industrialmente es microcristalino, es decir, formado por pequeños cristales cada uno de ellos con una estructura atómica periódica, que por tanto se puede caracterizar en términos de los conceptos de red y base estructural. Cuando se centra la observación de un metal o aleación en tamaños del orden de micras(cientos de microcristales), se dice que se está observando la microestructura del material. En las aleaciones metálicas dicha microestructura se caracteriza por el número de fases presentes y por la proporción y distribución de las mismas Así, la microestructura de una aleación depende del número de sustancias aleantes, de la concentración de cada una de ellas y de su historia térmica. 100 micras Se observan varias fases

9 Ejemplo sencillo: Diagrama de fases del sistema agua-azucar azucar 1 2 Fases: 1 fase (1), 2 fases (2) Componentes: Agua y azucar Grados de libertad: Temperatura y composición Zona I; F=1, C=2, L=2 Zona II: F=2, C=2, L=1 Regla de las fases: L = 3 F Temperatura y composición Temperatura

10 Sistemas isomórficos binarios Ejemplo típico es la aleación cobre-níquel: Otros ejemplos de aleaciones con solubilidad limitada son: Ag-Au, Ni-Au, Fe-Cr y Bi-Sn. Condiciones de Hume-Rothery (aleaciones con solubilidad ilimitada) 1. Los átomos de los constituyentes deben ser de tamaño similar, criterio evidente ya que esta geometría minimiza la deformación de la red. Se estima que las diferencias no pueden ser superiores a un 15%. 2. Los metales iniciales han de tener la misma estructura cristalina. 3. Para evitar la formación de nuevos compuestos los átomos deben tener idéntica valencia y próxima electronegatividad

11 Diagrama de fases del sistema cobre-níquel a presión atmosférica, b) parte ampliada del diagrama donde se índica la nomenclatura utilizada para determinar las composiciones y cantidad de fases relativas 1) El líquido L es una solución líquida homogénea compuesta por cobre y níquel. 2) La fase es una solución sólida sustitucional de átomos de cobre y de níquel, de estructura cristalina fcc.

12 Obtención experimental del diagrama de fases Etapas a seguir Etapas a seguir Etapa 1. Se preparan varias soluciones líquidas de ambos materiales, con distintos porcentajes en peso de níquel, fundiéndolos a temperaturas por encima de los 1455ºC (punto de fusión del níquel). Etapa 2. Cada una de las soluciones se somete a un proceso de enfriamiento controlado hasta temperatura ambiente, en el que se mide simultáneamente la temperatura (T) y el tiempo (t) de enfriamiento. Además, durante dicho enfriamiento, se puede observar mediante un microscopio adecuado la microestructura de la aleación. Construcción experimental del diagrama de fases del sistema cobre-níquel: a) curva de enfriamiento para el sistema 100% Ni, b) curva de enfriamiento para el sistema 50% Cu, 50% Ni, c) curva de enfriamiento para el sistema 100% Cu, d) construcción del diagrama de fases

13 Información que se obtiene del diagrama de fases 1) Fases presentes Para identificar las fases presentes basta con localizar el punto definido por la temperatura y la composición, y el diagrama nos suministra, directamente, las fases presentes en dicho punto. Ejemplos: El punto A de la figura representa una aleación de 40% en peso de Ni y 60% en peso de Cu a 1100ºC; puesto que este punto se encuentra en la región monofásica En el punto B tendremos unas condiciones en las que coexisten las fases y L.

14 Información que se obtiene del diagrama de fases 2) Determinación n de composiciones de fases Cuando sólo existe una fase, su composición es la misma que la de la aleación. Cuando se encuentran presentes dos fases: se traza una recta horizontal por el punto que índica la temperatura de la aleación (línea de reparto) y se lee la composición de cada una de ellas en las intersecciones de esta línea con las líneas de liquidus y de solidus (CL y C).

15 Información que se obtiene del diagrama de fases 3. Determinación n de la proporción n de fases Si llamamos W L y W a las proporciones relativas de las fases líquida y sólida, la conservación de la masa se traduce en las siguientes relaciones. W 0 W = WL + 0 C 0 = W 100 C L 100 L + W W C 100 W L = W 0 ( C C0 ) ( C C ) L W = W 0 C ( C ( 0 C C L L ) ) Regla de la Palanca W S = L R + S W = R R + S

16 Ejemplo: Conocido el diagrama de fases de la aleación cobre-níquel determinar la composición de cada fase en una aleación con una composición nominal de Ni del 40 % a: 1300ºC, 1270ºC, 1250ºC y 1200ºC. La figura 6.6 ilustra el diagrama de fases para este sistema así como los valores de composición de níquel en las curvas liquidus y solidus a las temperaturas mencionadas. - Temperatura: 1300ºC En este punto del diagrama el sistema se encuentra en estado líquido (una fase), con una composición igual a la de la aleación: 60% Cu, 40% Ni. Lógicamente el 100% del sistema está en la fase líquida L 40 temperatura / ºC L ºC 1250 ºC Cu peso porcentual de níquel / % Ni Figura 6.6. Isotermas y composiciones de las fases para una aleación Cu-Ni (40%) a varias temperaturas

17 - Temperatura: 1270ºC L 40 Para esta temperatura coexisten dos fases, L y. En la fase líquida existe un 37 % de níquel (y por lo tanto un 63% de Cu) y en la fase sólida existe un 50% de níquel y como consecuencia un 50% de Cu. Para determinar la proporción de cada una de las fases se puede acudir a la regla de la palanca: temperatura / ºC L ºC 1250 ºC S 10 W = R 3 L = = 0.77 W = = = 0. R + S 13 R + S es decir el 77% de la aleación está en estado líquido y el 23% en estado sólido C Ni peso porcentual de níquel / % - Temperatura: 1250ºC También en esta situación coexisten dos fases, las fases L y.. En la fase líquida existe un 32 % de níquel (y por lo tanto un 68% de Cu) y en la fase sólida un 45% de níquel y como consecuencia un 55% de Cu. Para determinar la proporción de cada una de las fases, una vez más, se puede utilizar la regla de la palanca: S 5 R 8 W L = = = 0.38 W = = = R + S 13 R + S 13 con lo que resulta que el 38% del sistema se encuentra en la fase líquida y el 62% en la sólida. - Temperatura: 1200ºC A esta temperatura la aleación ha solidificado completamente y se encuentra en la fase, con una composición igual a la nominal de la aleación: 60%Cu y 40%Ni.

18 Desarrollo de microestructuras en aleaciones isomórficas Enfriamiento lento: En condiciones de equilibrio termodinámico Proceso de enfriamiento lento para una aleación cobre-níquel, b) estructura resultante al final de dicho enfriamiento (aumentos x500) El proceso que tiene lugar es una difusión entre las fases sólida y líquida La difusión depende del tiempo y la temperatura

19 Enfriamiento lento: Fuera del equilibrio termodinámico región que solidifico inicialmente (rica en Ni) límite de grano que solidificó al final (rica en Cu) Estructura de un grano que presenta segregación CONSECUENCIAS Distribución no uniforme de los elementos en cada grano (segregación) Región central de cada grano rica en el elemento de mayor Tm Estructura con propiedades inferiores a las óptimas Para eliminar la segregación se recurre a los denominados recocidos, calentamiento por debajo de la línea de solidus (difusión da lugar granos de composición homogénea)

20 Propiedades físicas de las aleaciones isomórficas binarias. Endurecimiento por solución sólida 11.6 resistencia a la tracción / MPa el Ni endurece al Cu el Cu endurece al Ni 2.9 Cu peso porcentual de Ni Ni Esfuerzo de fluencia, resistencia a la tracción y dureza se incrementan Ductilidad disminuye Conductividad eléctrica disminuye (no es un procedimiento recomendable para cables de transmisión eléctrica) Se mejora la resistencia a elevadas temperaturas La razón física que da lugar a la mejora de las propiedades es la presencia de los átomos en solución que permiten el anclaje de las dislocaciones

21 Diagramas en los que existe una solubilidad parcial: Cuando se excede el límite de solubilidad, se produce una aleación en la que coexisten dos fases en estado sólido (ver posteriormente el diagrama de fases en sistemas eutécticos). Opción n 1: 1 la aleación esté compuesta por una fase continua, que usualmente está presente en mayor cantidad, y que se denomina matriz, y por una segunda fase, en menor proporción, denominada precipitado. Da lugar al endurecimiento por dispersión, Opción n 2: 2 Se forman las dos fases simultáneamente; la mezcla íntima de ambas se denomina entonces microconstituyente.

22 Endurecimiento por dispersión n o precipitación. Reacciones de tres fases eutéctica L +β L +β β peritéctica +L β +L β L eutectoide γ +β γ +β β temperatura monotéctica L 1 +L 2 L 2 L 1 +L 2 peritectoide +β γ +β γ β composición Reacciones de tres fases más importantes en diagramas de fases binarios. Las fases, β y γ son fases sólidas y las fases líquidas se representan por las letras L, L1 y L2 Las reacciones eutéctica, monotéctica y peritéctica son parte del proceso de solidificación (en las tres aparece la fase líquida). Las reacciones eutectoide y peritectoide son reacciones de estado sólido, puesto que solo están involucradas fases sólidas

23 Compuesto intermetálico. Este tipo de compuesto está constituido por dos o más elementos que originan una nueva fase, de composición determinada, con su propia estructura y propiedades. Los compuestos intermetálicos aparecen en muchas aleaciones, como por ejemplo en el sistema hierro-carbono (acero), en el que se forma el compuesto Fe 3 C (cementita). Estos compuestos son usualmente duros y frágiles, por lo que su aparición constituye un excelente método para conseguir un endurecimiento por dispersión.

24 Sistemas eutécticos binarios: diagrama de fases eutéctico binario temperatura / ºC A F líquido + L B β + L β E F G +β 600 C D porcentaje en peso de Ag Tres regiones monofásicas: (solución sólida rica en cobre, fcc y plata como soluto) β (solución sólida rica en plata, fcc y cobre como soluto) Existen además tres regiones bifásicas: +L, β+l y +β. La línea que separa las fases y +β se denomina línea solvus o de solubilidad (CB en la figura). El límite entre las regiones y +L es la línea solidus (AB en la figura). La separación entre las fases líquido y +L corresponde a la línea liquidus (AE en la figura). En la fase β también existen las líneas solvus, solidus y liquidus. La línea horizontal BG, cuya temperatura es constante e igual a TE (temperatura eutéctica), se denomina isoterma eutéctica. Al agregar plata al cobre, la temperatura de fusión n total de la aleación n disminuye a lo largo de la línea l AE. Lo mismo sucede al agregar cobre a la plata: la introducción de cobre disminuye la temperatura de fusión a lo largo de la otra línea liquidus F. Esto se aplica en las aleaciones plomo-estaño, las aleaciones Pb-Sn de composición eutéctica 61% de estaño son las que se usan en soldadura.

25 temperatura / ºC L B A líquido +β E β + L F G F β Las dos líneas liquidus se unen en el punto E del diagrama de fases, por donde también pasa la isoterma eutéctica BEG. El punto E se denomina punto invariante (E) y se caracteriza por los valores de composición y temperatura CE y TE, que para el caso del sistema cobre plata son 71.9 % de plata y 780ºC respectivamente. C 400 D porcentaje en peso de Ag Una aleación n de composición n C E (denominada aleación eutéctica ctica) experimenta una reacción eutéctica al cambiar la temperatura a través s de T E. Esta reacción n se puede escribir: enfriamiento enfriamiento L(C E ) (C E )+ β(c βe ) L(71.9% en peso de Ag) (7.9% en peso de Ag)+ β(91.2% en peso de Ag) calentamiento calentamiento

26 Desarrollo de microestructuras en aleaciones eutécticas 1. Aleación eutéctica temperatura / ºC líquido + L a +β línea enfriamiento aleación eutéctica 1 2 β + L β β β b microconstituyente eutéctico 81% Pb 97.5% Sn 81% Pb 97.5% Sn 81% Pb 97.5% Sn 0 Pb Sn porcentaje en peso de Sn Línea de enfriamiento de la aleaión eutéctica Pb-Sn, configuración laminar de la estructura resultante (microconstituyente eutéctico)

27 Desarrollo de microestructuras en aleaciones eutécticas 2. Aleaciones hipoeutécticas a temperatura / ºC línea enfriamiento aleación hipoeutéctica + L 1 líquido β + L fase b microconstituyente eutéctico β 0 Pb Sn porcentaje en peso de Sn Combinación de fase y microconstituyente eutéctico

28 Desarrollo de microestructuras en aleaciones eutécticas 3. Aleaciones hipereutécticas Si el contenido de Sn está entre un 61 y un 97.5% la aleación se denomina hipereutéctica y el tipo de microconstituyente a partir del que está formada es análogo al de las aleaciones hipoeutécticas, lógicamente sustituyendo las inclusiones de fase por inclusiones de fase β. 4. Aleaciones con bajos contenido de aleantes Para contenidos muy bajos de Pb o muy bajos de Sn la situación es análoga a la de las aleaciones isomórficas binarias, formándose una sola fase o β.

29 Propiedades de las aleaciones eutécticas resistencia a latracción / MPa hipoeutéctico endurecimiento por solución sólida se incrementa el eutéctico endurecimiento por dispersión de la fase hipereutéctico endurecimiento por dispersión de la fase β 0.14 Pb Sn porcentaje en peso de Sn Valores para la resistencia a la tracción de la aleación Pb-Sn Dos mecanismos de endurecimiento: endurecimiento por solución sólida y el endurecimiento por dispersión El material óptimo es el eutéctico

30 temperatura / ºC El sistema hierro-carbono δ+l 1500 δ δ+γ L γ+l γ γ γ+fe 3 C L+Fe 3 C Hierros: Es normal denominar así a aleaciones hierro-carbono con bajo contenido de éste último, menor de un 0.008%.. Aceros: El contenido de carbono está en el intervalo entre el 0.008% y el 2.11%. Fundiciones: El contenido mínimo de carbono es relativamente alto, de aproximadamente un 2%, mientras que el contenido práctico máximo es de aproximadamente un 4.3%. El elevado porcentaje de carbono hace que estas aleaciones sean, en general, frágiles y poco dúctiles ºC 6.67 El carbono es un soluto intersticial para el hierro y forma solucione sólidas con la ferrita y la ausenita 500 +Fe 3 C Aunque este en muy poca proporción el carbono tiene una gran influencia en las propiedades de la ferrita Fe peso porcentual de carbono 5 6 Fe 3 C

31 El sistema hierro-carbono a b Microfotografías: a) ferrita (aumentos x500), b) austenita (aumentos x500)

32 El sistema hierro-carbono temperatura / ºC 1500 δ 1000 δ+l δ+γ γ +γ γ+l 2.11 L 4.3 γ+fe 3 C L+Fe 3 C En el eje derecho del diagrama la composición de carbono es de un 6.7%, valor que coincide con el necesario para formar el compuesto intermetálico carburo de hierro (Fe3C) o cementita. La parte de interés industrial del diagrama de fases hierro-carbono se denomina diagrama de fases hierro-carburo de hierro debido a que a todos los efectos el carburo de hierro se puede considerar como una de las componentes ºC 6.67 La importancia práctica de este compuesto radica en que, desde un punto de vista mecánico, es duro y frágil, por lo que su presencia va a aumentar la resistencia mecánica (endurecimiento por dispersión) Fe 3 C Por otra parte, y desde un punto de vista estructural, la cementita es un compuesto termodinámicamente metaestable; no obstante, debido a que su velocidad de descomposición (en ferrita y carbono) es extremadamente lenta, el diagrama de fases puede considerarse válido a todos los efectos. Fe peso porcentual de carbono 5 6 Fe 3 C

33 El sistema hierro-carbono En el diagrama de fases existen tres reacciones fundamentales, si bien dos de ellas son las que tienen importancia industrial temperatura / ºC peritéctica eutéctica Reacción eutéctica enfriamiento eutectoide L(4.3% en peso de C) γ+fe 3 C(6.7% C) calentamiento 500 compuesto intermetálico Fe peso porcentual de carbono 6 Fe 3 C Reacción eutectoide enfriamiento γ(0.77%c) (0.022% C)+ Fe 3 C(6.7% C) calentamiento

34 Desarrollo de microestructuras en los aceros 1. Acero eutectoide temperatura / ºC γ a 1 γ línea de enfriamiento acero eutectoide fase (clara) b Microestructura se caracteriza por sus reflejos nacarados, aspecto por el cual en 1864, Sorby la bautizó con el nombre de perlita Fe 3 C (oscura) Fe 3 3 C Fe 1 2 peso porcentual de carbono. a) Proceso de enfriamiento lento para un acero eutectoide, b) estructura de la perlita (aumentos x500)

35 Desarrollo de microestructuras en los aceros 2. Aceros hipoeutectoides: Contenido de carbono está comprendido en el intervalo entre 0.022% y 0.77%. a línea de enfriamiento acero hipoeutectoide temperatura / ºC γ γ perlita b ferrita 500 +Fe 3 C Fe 1 2 peso porcentual de carbono a) Proceso de enfriamiento lento para un acero hipoeutectoide, b) estructura resultante de dicho enfriamiento (aumentos x500).

36 Desarrollo de microestructuras en los aceros 3. Aceros hipereutectoides: Contenido de carbono entre un 0.77% y un 2.11% a línea de enfriamiento acero hipereutectoide temperatura / ºC γ γ perlita b cementita 500 +Fe 3 C Fe 1 2 peso porcentual de carbono Proceso de enfriamiento lento para un acero hipereutectoide, b) estructura resultante de dicho enfriamiento (aumentos x500)

37 El factor tiempo en las transformaciones de fase Enfriamiento lento: equilibrio termodinámico, mico, válido v el diagrama de fases En situaciones reales, los enfriamientos son más m s rápidos, r hay que introducir el factor tiempo en los diagramas de fases fracción de material transformado nucleación crecimiento logaritmo del tiempo de calentamiento Durante el proceso de formación de la nueva fase existen dos etapas claramente diferenciadas. En primer lugar ocurre la nucleación, o creación de partículas submicroscópicas capaces de crecer; las zonas más probables para que suceda esta etapa son las imperfecciones, especialmente los límites de grano. Durante la segunda etapa, denominada crecimiento, se produce el aumento de volumen del núcleo inicial Evolución con el tiempo de una típica transformación de fase Ecuación de Avrami y = 1 exp( kt n )

38 Diagramas temperatura-tiempo tiempo-transformación n (TTT) porcentaje de austenita transformado en perlita temperatura / ºC transformación a 675 ºC final de la transformación inicio de la transformación t tiempo / s austenita estable temperatura eutectoide austenita inestable perlita gruesa curva 50% transformación curva inicio (0% perlita) curva final (100 % perlita) perlita fina tiempo / s Diagrama tiempo-temperaturatransformación para un acero de composición eutectoide

39 Diagramas temperatura-tiempo tiempo-transformación n (TTT) temperatura / ºC A A perlita + austensita temperatura eutectoide P 500 B 400 A+B M (inicio) M (50%) M (90%) M+A tiempo / s Diagrama TTT completo para un acero de composición eutectoide. A = austenita, P = perlita, B = bainita, M = martensita

40 Bainita fcc c a a a átomos de carbono atrapados en el eje c de la estructura tcc tcc Martensita parámetro de red / Å b eje c eje a porcentaje de C en la martensita c Estructura de la bainita (aumentos x500) a) Estructura cristalina de la martensita, b) longitud de los ejes a y c en función del contenido de carbono, c) microfotografía de la martensita (aumentos x500)

41 Diagramas de transformación n por enfriamiento continuo (CCT): Válidos en situaciones reales de enfriamiento temperatura eutectoide temperatura / ºC transformación por enfriamiento continuo Paso del diagrama TTT al CCT M (inicio) M (50%) M (90%) tiempo (s)

42 Diagramas de transformación n por enfriamiento continuo (CCT): Válidos en situaciones reales de enfriamiento 800 temperatura eutectoide temperatura / ºC velocidad de enfriamiento (35ºC/s) Velocidad de enfriamiento rápida: r Martensita Velocidad media: martensita+perlita 400 Velocidad lenta: Perlita velocidad de enfriamiento crítica (140 ºC/s) martensita martensita + perlita perlita temperatura de iniciación en la formación de la martensita tiempo / s Diagrama CCT y líneas características de enfriamiento continuo para el acero eutectoide

43 Propiedades mecánicas de los diferentes microconstituyentes del acero perlita+ferrita perlita+fe 3 C límite elástico y esistencia a la tracción /MPa resistencia a la tracción límite elástico elongación / % dureza Brinell perlita fina perlita gruesa elongación composición porcentual en C porcentaje en peso de C Comportamiento mecánico de la perlita fina en función del contenido de carbono Comportamiento mecánico de la perlita fina y de la perlita gruesa en función del contenido de carbono Enfriamiento muy lento: perlita gruesa Menos lento: perlita fina

44 Propiedades mecánicas de los diferentes microconstituyentes del acero Bainita Los aceros bainíticos son más duros y resistentes que los perlíticos. La razón que justifica este comportamiento es que estos materiales presentan una estructura más fina, a base de partículas muy pequeñas de cementita en un matriz ferrítica (endurecimiento por dispersión). Estos materiales presentan una interesante combinación de resistencia y ductilidad. Martensita 700 martensita dureza Brinell perlita fina porcentaje en peso de C Dureza de un acero martensítico y de uno perlítico en función del contenido de carbono

45 Tratamientos térmicos t de los aceros temperatura (2) 1000 (1) A 3 A 1 (3) T N R temperatura / ºC A 1 A ºC tiempo peso porcentual de carbono 1. Calentamiento del material hasta la temperatura prevista 2. Mantenimiento a esta temperatura 3. Enfriamiento hasta temperatura ambiente

46 Recocido: Este proceso se lleva a cabo para eliminar tensiones, incrementar la plasticidad, la ductilidad y la tenacidad y/o producir una microestructura específica. En otros términos, es un tratamiento que trata de llevar al material a un estado de equilibrio ideal. Normalizado:Los aceros que se han deformado plásticamente contienen granos de perlita. Estos granos son relativamente grandes, lo que resulta un inconveniente en sus eventuales aplicaciones. Para mejorar sus propiedades y obtener una distribución de granos uniforme se someten a un proceso de afinado o normalizado. Templado: El tratamiento de templado busca conseguir que el acero esté constituido por martensita.

47 Un mismo acero puede tener propiedades mecánicas muy diferentes dependiendo de su microestructura σ T N R ε Ensayo esfuerzo-deformación para el mismo acero tras ser sometido a un proceso de templado (T), normalizado (N) y recocido (R). (x=fractura)

48 Revenido de la martensita: La martensita resultante de un enfriamiento rápido del acero (templado) es excesivamente frágil y por ello, en la mayor parte de las aplicaciones, este acero es inservible Este procedimiento consiste esencialmente en calentar el acero martensítico a una temperatura inferior a la eutectoide (A1), entre 150 y 600ºC, durante un cierto periodo de tiempo (una hora aproximadamente). Al ser la martensita una estructura de no equilibrio, dicho tratamiento da lugar a su parcial transformación en dos fases estables: ferrita y cementita. La microestructura de la martensita revenida resultante está constituida por partículas extremadamente pequeñas y uniformemente dispersadas en una matriz ferrítica continua

49 La extraordinaría capacidad del acero para dar lugar a diferentes microestructuras y por tanto a las distintas propiedades que acabamos de analizar, es parte fundamental de las tecnologías de producción n y transformación n de piezas con base aceros. Sin querer realizar una discusión n exhaustiva, se muestran a continuación n algunos aspectos relaccionadas con estas ideas Tratamientos superficiales Calentamiento selectivo de la superficie: Se calienta la superficie por encima de la temperatura A3, mientras que se mantiene el centro de la pieza por debajo de A1. Una vez templado el acero, el centro de la pieza seguirá siendo una mezcla de ferrita y perlita blandas, en tanto que la superficie será de martensita. La profundidad de la capa de martensita se corresponde con la profundidad de la capa endurecida. El revenido produce la combinación adecuada de dureza y tenacidad en la superficie. El calentamiento local de la pieza se puede conseguir por diversos procedimientos: llama de gas, bobina de inducción eléctrica, irradiando con radiacion laser, o mediante un haz electrónico.

50 Cementación. En el caso de que la dureza superficial deseada sea aún mayor a la que se puede conseguir mediante el proceso previo se recurre a otros procedimientos. En la cementación, se difunde carbono a través de la superficie del metal a una temperatura por encima de A3 Templabilidad Los tratamientos anteriores permiten obtener una microestructura heterogenea. Sin embargo en ciertas ocasiones se necesita una microestructura homogenea en el material. El concepto de templabilidad es una factor clave en estas situaciones. En los aceros de bajo contenido de carbono la nariz de las curvas TTT o CCT ocurre a tiempos muy cortos. Este hecho hace que para producir solo martensita se deba recurrir a velocidades de enfriamiento muy elevadas. En seciones de acero delgadas, estas velocidades pueden producir distorsión y grietas. En piezas de mayor sección, no es posible producir una estructura 100% martensita mediante los procedimientos de enfriamiento habituales. Este dificultad se resuelve introduciendo en la formulación elementos adicionales. Por ejemplo, la adición de elementos como molibdeno, cromo o niquel en una proporción del 2 al 7% permiten, mediante enfriamiento en aceite o aire, conformar materiales con una estructura martensítica que son utilizados en la fabricación de cigueñales, llaves de herramientas, muelles, etc.