Capítulo 7 Diagramas de fase y transformaciones de fase

Transcripción

1 Capítulo 7 Diagramas de fase y transformaciones de fase 1 Índice general 1. Definiciones: microestructura, fases, componentes, solubilidad y límite de solubilidad. 2. Diagramas de equilibrio de fase 2.1 Introducción 2.2 Interpretación de los diagramas de fase 2.3 Equilibrio de fases. Principios termodinámicos. 2.4 Algunos tipos comunes de diagramas de fase. 2.5 Construcción de diagramas de fase 2.6 Desarrollo de microestructuras 2.7 El diagrama de fases Fe-C (aceros) 3. Cinética: nucleación y crecimiento de fases. 2

2 1. Definiciones Microestructura: las propiedades mecánicas y físicas de un material dependen de su microestructura. Esta puede consistir en una simple estructura de granos en un metal o cerámico puro, o en una más compleja mezcla de distintas fases en una aleación. Estructura de granos de Cu puro Mezcla de dos fases Fe-C distintas en un acero 150 um 3 1. Definiciones Fase: porción homogénea de un sistema que tiene características físicas y químicas uniformes: un material puro, un sólido, un líquido o un gas se consideran fases. Si una sustancia sólida, puede existir en dos o más formas (por ej., puede tener tanto la estrucutra FCC como la BCC), cada una de estas estructuras es una fase separada. Componente: un metal y/o un compuesto que forma parte de una aleación. Ejemplos: Mezcla agua-hielo a 0ºC: tiene un componente: H 2 0 y dos fases: sólido y líquido. Micrografía de la derecha: tiene dos componentes: Fe y C y dos fases, que aparecen de color más claro y más oscuro en la micrografía Acero (Fe-C) 4

3 1. Definiciones Solución sólida: átomos de dos tipos diferentes: uno mayoritario, que es el disolvente y otro minoritario, que es el soluto. Los átomos del soluto ocupan posiciones susbstitucionales o intersticiales en la red del disolvente y se mantiene la estructura cristalina del disolvente Átomo A Átomo B Material puro A Solución sólida A-B Substitucional Intersticial 5 1. Definiciones Límite de solubilidad: en muchas aleaciones y para una temperatura específica, existe una concentración máxima de átomos de soluto. La adición de un exceso de soluto a este límite de solubilidad forma otra disolución sólida o compuesto con una composición totalmente diferente Ejemplo: sistema agua-azúcar (H 2 0-C 12 H 22 O 11 ) 6

4 2. Diagramas de fase: Introducción Los diagramas de equilibrio de fase son mapas (por ejemplo, en el espacio temperatura-presión o temperatura-composición) de las fases de equilibrio de un material en función de las condiciones de P, T y composición. Por ejemplo: H Diagramas de fase: Introducción Además, existen un número diferente de estructuras cristalinas en las que puede aparecer el H 2 0 en estado sólido, y cada una de estas estructuras existe en una región diferente del espacio P-T, es decir, cada una de estas fases es estable para ciertas condiciones de P y T. 8

5 2. Diagramas de fase: Introducción Ejemplo de diagramas de equilibrio de fases binarios Liquidus Solidus Liquidus Solidus 9 2. Diagramas de fase: Interpretación 2.2. Interpretación de los diagramas de fase: zonas bifásicas Sea una aleación A-B de composición x B a temperatura T 1 (es decir, en la región de coexistencia S+L). Queremos conocer la fracción de sólido f S y la fracción de líquido f L en equilibrio y sus composiciones. Las composiciones del sólido y líquido en equilibrio vienen dadas por x B (S) y x B (L), es decir, la intersección de la isoterma con las líneas que delimitan la región bifásica. 10

6 2. Diagramas de fase: Interpretación 2.2. Interpretación de los diagramas de fase: zonas bifásicas Proporción de cada fase Si el sistema tiene N atomos, el número de átomos de B en el sistema se puede expresar como: N Igualando obtenemos la regla de la palanca (inversa): x ( L) x B B x = f x ( S) + ( 1 f ) x ( L) f = = B S B S B S x ( L) x ( S) B ( 1 f ) x ( L N N = f x ( S) N + f x ( L) N = f x ( S) N + ) B = N B x B S B L B S B f x x ( S) B B = x ( L) x ( S) L = B S B B B OL SL SO SL Diagramas de fase: termodinámica 2.3. Equilibrio de fases. Principios termodinámicos La materia puede existir en diferentes estados (sólido, líquido, gas) en función de las condiciones de temperatura, presión y composición. Además, un sólido puede poseer diferentes estructuras atómicas bajo distintas condiciones. Los principios de la termodinámica controlan el estado de equilibrio de un material (la fase o las combinaciones de fases) en función de las condiciones de P y T. Supongamos por ejemplo la energía potencial de un sistema: (d) Equilibrio estable (a) Equilibrio metaestable El equilibrio no dice nada acerca del tiempo necesario para alcanzarlo: la cinética también es importante. 12

7 2. Diagramas de fase: termodinámica Para una sustancia a T y P determinadas, la función energética que mejor describe la energía de una sustancia es la energía libre de Gibbs G. Depende de la energía interna (entalpía) y del desorden (entropía) de los átomos o moléculas. Repaso de termodinámica 1ª ley de la Termodinámica: du = dq PdV 2ª ley de la Termodinámica: dq TdS dq = TdS dq < TdS Proceso Proceso reversible irreversible Entalpía: Entropía: H = U + PV dh = du + PdV + VdP = dq + VdP A P constante: H T + C pdt + = H0 Li 0 A P T C p Li ds = dq / T constante: S = S0 + dt + 0 T T i Diagramas de fase: termodinámica Para un sistema a T y P determinadas, la función energética que mejor describe la energía de una sustancia es la energía libre de Gibbs G: Para un cambio pequeño de energía: Por definición de entalpía: G = H TS dg = dh TdS SdT H = U + PV dh = du + PdV + VdP = dq + VdP Por lo tanto: dg = VdP SdT + ( dq TdS) 14

8 2. Diagramas de fase: termodinámica Entonces, para un cambio a P y T constantes: 2ª ley TD Cambio reversible dg = dq TdS dg = 0 dg < 0 Cambio irreversible Dos conclusiones importantes: 1. Para cambios hacia el equilibrio a P y T constante, G siempre disminuye, es decir, G tiende a un mínimo. 2. La energía de Gibbs de dos fases que coexisten en equilibrio a una P y T determinadas es la misma (por ejemplo, agua y hielo a 0ºC y 1 atm tienen la misma energía de Gibbs G) Para un cambio reversible: dg = VdP SdT G S = T G V = P T P Diagramas de fase: termodinámica Variación de G y H con la temperatura La variación de G y H con la T (a P constante) para una sustancia pura que no sufre ninguna transformación de estado tienen la siguiente forma general: Recordar que: T + C pdt + H = H0 Li o donde C p es el calor específico a P constante 16

9 2. Diagramas de fase: termodinámica Consideremos ahora dos fases de la misma composición (por ejemplo, H 2 O hielo (sólido) y H 2 O agua (líquido)). Tendremos dos curvas G versus T (una para cada fase). En la intersección de las dos curvas, las dos fases estarán en equilibrio, a T m (la temperatura de fusión del hielo). Notar que aunque G=0 a T m, existen discontinuidades en entropía y entalpía (precisamente el calor latente de fusión L) Diagramas de fase: termodinámica Energía de Gibbs para mezclas de dos componentes A y B G mezcla = H mezcla T S mezcla Pueden ocurrir tres cosas: (a) Que la mezcla sea energéticamente favorable para cualquier composición Material puro A Solución sólida A-B Material puro B G mezcla < 0 Solución sólida A-B 18

10 2. Diagramas de fase: termodinámica (b) Que la mezcla no sea energéticamente favorable para cualquier composición Material puro A Coexistencia A-B Material puro B G mezcla > 0 Separación de fases A y B Diagramas de fase: termodinámica (c) Que la mezcla sea energéticamente favorable sólo para algunas composiciones G mezcla < 0 A con B en SS G mezcla > 0 Separación de fases A y B G mezcla < 0 B con A en SS 20

11 2. Diagramas de fase: tipos 2.4 Tipos comunes de diagramas de fase (a) Solubilidad total en fases sólido y líquido Diagramas de fase: tipos Equilibrio en una región bifásica: composición de las fases en equilibrio Construcción de la tangente común: las figuras representan las curvas de energía de dos fases en equilibrio. En la región intermedia (por ejemplo, con una concentración x B (0)), la mínima energía corresponde a una mezcla de fases L y S, cuyas composiciones vienen dadas por la tangente común de las dos curvas. (a) (b) 22

12 2. Diagramas de fase: tipos (a) Solubilidad total en fases sólido y líquido: Ejemplo Diagramas de fase: tipos (b) Separación de fases 24

13 2. Diagramas de fase: tipos (b) Separación de fases: Ejemplo Diagramas de fase: tipos (c) Sistema eutéctico con solubilidad parcial En el punto eutéctico, la reacción eutéctica es: L α + β 26

14 2. Diagramas de fase: tipos (c) Sistema eutéctico con solubilidad parcial: ejemplo Diagramas de fase: tipos (d) Diagrama de fases con compuestos intermedios 28

15 2. Diagramas de fase: tipos (e) Ejemplos de sistemas binarios (dos componentes) más complicados Sistema metálico Sistema cerámico Diagramas de fase 2.5. Construcción de diagramas de fase Los diagramas de fase se pueden determinar mediante: Cálculos termodinámicos Identificando las fases presentes en función de la T y composición mediante observación directa en el microscopio y análisis químico Midiendo cambios de propiedades en función de la T y la composición Curvas de enfriamiento durante la solidificación: la velocidad de enfriamiento disminuye durante la transformación debido al calor latente de fusión 30

16 2. Diagramas de fase: microestructura 2.6 Relación entre diagrama de fases y microestructura Vamos a ver ejemplos de microestructuras de enfriamiento lento ( equilibrio ) típicas (a) Solubilidad total en fases sólido y líquido Diagramas de fase: microestructura (b) Sistema eutéctico: Pb-Sn. Liquidus Solidus C αe T E = C E = C βe Solvus 32

17 2. Diagramas de fase: microestructura (b) Sistema eutéctico: Pb-Sn. C 1 C 2 C 4 C Diagramas de fase: microestructura (b) Sistema eutéctico: Pb-Sn. Aleación de composición C 1 34

18 2. Diagramas de fase: microestructura (b) Sistema eutéctico: Pb-Sn. Aleación de composición C Diagramas de fase: microestructura (b) Sistema eutéctico: Pb-Sn. Aleación de composición C 3 =C E Microestructura típica 36

19 2. Diagramas de fase: microestructura (b) Sistema eutéctico: Pb-Sn. Aleación de composición C 4 Microestructura típica Diagramas de fase: diagrama Fe-C 2.7 Diagrama Fe-C Aceros Fundiciones 38

20 2. Diagramas de fase: diagrama Fe-C (a) Microestructuras de Ferrita Fe(α) y Austenita Fe(γ) puros Ferrita Fe(α) Austenita Fe(γ) Diagramas de fase: diagrama Fe-C (b) Reacción eutectoide: γ α + β Fe( γ ) Fe( α ) + Fe C 3 Perlita Microestructura perlítica 40

21 2. Diagramas de fase: diagrama Fe-C (c) Microestructura de un acero hipoeutectoide (%C < C E ) Acero hipoeutectoide Diagramas de fase: diagrama Fe-C (d) Microestructura de un acero hipereutectoide (%C > C E ) Acero hipereutectoide 42

22 2. Diagramas de fase: diagrama Fe-C Efecto sobre las propiedades mecánicas 43 Índice general 1. Definiciones: microestructura, fases, componentes, solubilidad y límite de solubilidad. 2. Diagramas de equilibrio de fase 3. Cinética: nucleación y crecimiento de fases. 3.1 Difusión en estado sólido 3.2 Fuerza impulsora de la transformación 3.3 Intercaras 3.4 Nucleación homogénea y heterogénea 3.5 Velocidad de crecimiento 3.6 Velocidad de transformación 3.7 Transformaciones militares 4. Tratamientos térmicos de aleaciones metálicas: 4.1 Tratamiento térmicos en los aceros 4.2 Precipitación en aleaciones Al-Cu 44

23 3. Cinética: difusión 3.1 Difusión en estado sólido Los átomos se mueven en un cristal realizando saltos sucesivos desde una posición a la siguiente. Si los átomos son suficientemente pequeños, pueden ocupar posiciones intersticiales. En caso contrario, los átomos difunden ocupando posiciones substitucionales y sólo pueden difundir si existen vacantes en el material. Difusión intersticial (p.ej. C en Fe) Difusión substitucional via vacantes Cinética: difusión Si existe un gradiente de concentraciones en el sólido, se producirá un flujo neto de soluto a través del sólido. Este flujo viene dado por la relación fenomenológica llamada 1ª ley de Fick, que para una dimensión viene dada por: N J = D x donde: J es el flujo atómico por unidad de área y unidad de tiempo [ número m -2 s -1 ] N es la concentración de soluto [ número m -3 ] x es una distancia [ m ] D es el coeficiente de difusión [m 2 s -1 ] 46

24 3. Cinética: difusión En condiciones no estacionarias el flujo y el gradiente de composiciones variarán con el tiempo. La 2ª ley de Fick establece que: N t 2 N = D 2 x Una solución simple aproximada a esta ecuación diferencial viene dada por: x Dt donde t: es el tiempo a lo largo del cual se ha producido la difusión x: es la longitud a través de la cual se ha producido la difusión Cinética: difusión La difusión es un proceso activado térmicamente. El coeficiente de difusión tiene una dependencia con la temperatura T tipo Arrhenius: D = D 0 Q exp RT donde Q: es la energía de activación para la difusión [ J mol-1] R: es la constante universal de los gases (8,314 J mol -1 K -1 ) Ejemplo: D (m 2 s -1 ) 1.E-07 Austenita 1.E-09 1.E-11 1.E-13 1.E-15 T (K) C en Fe (γ ) Ferrita C en Fe (α) Mo en Fe (α) E /T (K -1 ) 48

25 3. Cinética: fuerza impulsora 3.2 Fuerza impulsora de la transformación Consideremos la una transformación de fase L a S de la misma composición. La fuerza impulsora será el cambio de energía de Gibbs G L S que se produce en la transformación: G G L S = H L S T S A T=T e, G = 0 H = T S L S L S e L S Si asumimos que H L S y S L S son independendientes de la T (esta aproximación asume que las dos fases tienen la misma C p, y es una buena aproximación para fases condensadas (sólidos y líquidos) (v. transparencia nº 13 y 17) L S ( T T ) S e L S ( a T ) = T S T S = S L e L S L S Por lo tanto, la fuerza impulsora para la transformación es proporcional a la desviación de la T con respecto a la temperatura de equilibrio T e Cinética: fuerza impulsora Por ejemplo, en determinadas condiciones se puede enfriar un líquido por debajo de su temperatura de fusión sin que solidifique. A esta situación se le llama líquido subenfriado y en esas condiciones, la fuerza impulsora para la transformación aumenta cuanto más bajemos la temperatura: G L S = G sólido G líquido = ( T T ) S m 50

26 3. Cinética: intercaras 3.3 Intercaras Toda intercara entre dos fases (por ej: S-G, S-L, S-S) tiene una energía superficial γ porque los átomos que se encuentran en esa intercara no están en posiciones de equilibrio mínimo, ya que no tienen todos sus enlaces satisfechos. La energía superficial [J/m 2 ] equivale a una tensión superficial: F=γ [N/m] En el caso de un sólido, la energía superficial dependerá del plano cristalográfico (de ahí, la forma de los monocristales que muestran planos de baja energía superficial) Cinética: intercaras Intercaras entre fases sólidas Considerar una intercara entre dos fases sólidas α y β, la intercara puede ser de varios tipos: (a) Coherente. Existe un registro perfecto entre las dos estructuras cristalinas (b) Incoherente. No existe registro entre ambas estructuras. (a) (b) Las intercaras coherentes tienen una energía menor que las intercaras incoherentes γ coher < γ incoher 52

27 3. Cinética: fuerza impulsora 3.4 Nucleación de una nueva fase: (a) Nucleación homogénea: Toda transformación conlleva un proceso de nucleación y un proceso de crecimiento de esos núcleos hasta que el material se ha transformado totalmente. La nucleación homogénea ocurre en una fase uniforme que no tiene heterogeneidades donde la nucleación pueda ocurrir preferentemente. Supongamos, por simplicidad, la solidificación de un líquido y la nucleación de un núcleo esférico del sólido en el líquido: Cinética: fuerza impulsora El cambio de energía de Gibbs en la transformación de la antigua a la nueva fase se puede expresar como G V (por unidad de volumen), es decir, la fuerza impulsora de la transformación por unidad de volumen: G L S = G sólido G líquido ( T ) m T SL S y será: 0 a la temperatura de fusión (equilibrio) negativa, para un líquido subenfriado (cuando T<T e ), para el que la transformación supone un descenso en la energía del sistema Sin embargo, la aparición de un núcleo conlleva la aparición de una nueva intercara entre las dos fases tiene una energía por unidad de superficie γ, que representa un incremento de energía del sistema. = 54

28 3. Cinética: nucleación Por lo tanto, el trabajo realizado para formar un núcleo vendrá dado por: W = G V V + γ S = G V 4 πr γ 4πr 2 4 π r 2 γ W tiene un máximo (W*) para un valor crítico del radio r* parar < r*, el núcleo desaparecerá parar > r*, el núcleo crecerá. W* W W r 4/3 π r 3 G V r* Cinética: nucleación Por lo tanto, calculando el máximo de la curva obtenemos: dw dr = 0 2γ r* = G 3 16π γ W* = 3 V G V 2 Así, a medida que T T e, G V 0, r* y W*, con lo que la nucleación de la nueva fase es imposible. 56

29 3. Cinética: nucleación La velocidad de nucleación debe ser proporcional a la población de núcleos de tamaño crítico y a la velocidad a la cual los átomos se unen a un núcleo para que su tamaño aumente por encima del tamaño crítico (r > r*), para que crezca espontáneamente. W * Población de núcleos críticos: exp kt Velocidad de adición de átomos a un núcleo: Q exp kt donde Q es la energía de activación para la difusión. Por lo tanto, la frecuencia de nucleación I [número m -3 s -1 ] tendrá la forma: ( Q + W*) I = I exp donde I es una constante. 0 0 kt Cinética: nucleación Así, para la solidificación de un líquido la frecuencia de nucleación tiene la forma: T e T I [núcleos m -3 s -1 ] La conclusión importante es que existe un rango de temperatura substancial por debajo de la temperatura de fusión en el cual la velocidad de nucleación de la nueva fase es cero, ya que la fuerza impulsora para la transformación G V no es suficientemente grande para permitir crear la nueva superficie alrededor del núcleo. 58

30 3. Cinética: nucleación (b) Nucleación heterogénea: La nucleación puede sufrir un efecto catalizador por la presencia de heterogeneidades (partículas, fronteras de grano, etc o las paredes de un molde en el caso de un líquido) en la fase original de partida. Supongamos que durante la solidificación de un líquido se forma un núcleo sólido en forma de casquete esférico, de radio r, sobre la pared de un molde. El ángulo de contacto, θ, se puede determinar planteando el balance de las tensiones superficiales (equivalentes a la energía superficial): γ = γ + LM SM γ cosθ SL Cinética: nucleación Entonces, el trabajo necesario para la formación del núcleo vendrá dado por: W = G V V = G V V nueva fase nueva fase + γ S SL + γ S SL intercara S-L + γ superficie curvada SM + γ S SM intercara S-M πa 2 γ γ LM LM S πa 2 intercara L-M Se puede demostrar que (se deja como ejercicio): r * heter W * heter = r * = W homog * homog ( 2 + cosθ )( 1 cosθ ) 4 2 Por ejemplo: para θ = 90 ; W* het =1/2 W* hom θ = 10 ; W* het =10-4 W* hom θ = 180 ; W* het = W* hom 60

31 3. Cinética: nucleación Comparación nucleación homogénea-nucleación heterogénea: T e T Nucleación homogénea Nucleación heterogénea θ=40º I [núcleos m -3 s -1 ] Por lo tanto, la nucleación heterogénea es más fácil que la nucleación homogénea y ocurre a desviaciones más pequeñas del equilibrio Cinética: crecimiento 3.5 Crecimiento de los núcleos Una vez que se ha producido la nucleación, la nueva fase tiene que crecer hasta que la fase antigua desaparezca. Este crecimiento se produce mediante el intercambio (difusión) de átomos a través de la intercara entre las dos fases. Como en todo proceso activado térmicamente, existe una energía de activación, que es asimétrica cuando existe una fuerza impulsora para la transformación. Si la fuerza impulsora es G V (por unidad de volumen), la fuerza impulsora será (v G V ), donde v es el volumen de un átomo: Velocidad de difusión: fase antigua fase nueva Velocidad de difusión: fase nueva antigua Q exp kt exp kt ( Q v G ) V Por lo tanto, la velocidad de crecimiento (avance de la intercara) tendrá la forma: C = C 0 Q v G exp 1- exp kt kt V 62

32 3. Cinética: crecimiento La velocidad de crecimiento muestra un máximo en función de la temperatura, pero a diferencia de la nucleación homogénea, la velocidad de crecimiento puede ser relativamente grande, incluso para pequeñas desviaciones del equilibrio. En cambio a temperatura bajas, el crecimiento es muy lento porque la movilidad, y por lo tanto, la difusión de los átomos es difícil. T e T C [m s -1 ] Cinética: transformación 3.6 Velocidad de transformación Una transformación de fase requiere de nucleación y crecimiento. La velocidad de transformación, por tanto, dependerá de la velocidad de ambas. Se suele describir como el tiempo necesario t(y) para transformar una fracción y de la muestra a una temperatura determinada. Un diagrama de transformación isotermo, del tipo de la figura, muestra t(y) en función de la temperatura (el tiempo se suele representar en escala logarítmica). Estos diagramas también reciben el nombre de curvas TTT (Tiempo- Temperatura-Transformación). La velocidad de transformación está limitada por una nucleación lenta a altas temperaturas y un crecimiento lento a baja temperatura. 64

33 3. Cinética: transformación Curva TTT (Tiempo-Temperatura-Transformación) Cinética: transformación Ejemplo: la transformación austenita-perlita en un acero de composición eutectoide: perlita gruesa y perlita fina 66

34 3. Cinética: transformación 3.7 Transformaciones militares Las transformaciones de fase que hemos visto hasta ahora requieren de la difusión de los átomos a unas distancias considerables y por ello, se les llama transformaciones controladas por difusión. Sin embargo, existen transformaciones de fase que no requieren de difusión y a estas transformaciones se les denomina transformaciones militares. Estas transformaciones resultan en un cambio en la estructura cristalina sin que se produzca difusión atómica. En general, conllevan una distorsión de la red cristalina original para dar lugar a una nueva estructura, pero los átomos no se desplazan una distancia muy grande. Se puede encontrar un ejemplo en el sistema Fe-C. Cuando el enfriamiento es suficientemente rápido para evitar la formación de ferrita y perlita, existe una temperatura por debajo de la cual la austenita se convierte en martensita Cinética: transformación Transformación austenita martensita: 68

35 3. Cinética: transformación Microestructura de la martensita para un acero Fe-0,8% C: La martensita tiene forma de agujas o lentículas donde se ha producido la transformación mediante la distorsión de la red (sin difusión), embebidas en austenita retenida (que no ha transformado) Tratamientos térmicos 4.1 Tratamientos térmicos en los aceros Recocido Temple y revenido Importancia de los elementos de aleación 70

36 4. Tratamientos térmicos Recocido Consiste en calentar un material a alta temperatura durante un tiempo y luego enfriarlo lentamente para: Eliminar tensiones residuales Incrementar ductilidad y tenacidad Los tratamientos de recocido se suelen aplicar a materiales deformados en frío para reducir los efectos del endurecimiento por deformación y aumentar así su ductilidad para su trabajo posterior. Durante el recocido tienen lugar procesos de: Restauración: la densidad de dislocaciones disminuye gracias a la activación de la difusión a altas temperaturas. Recristalización: nuevos granos sustituyen a los granos deformados. Crecimiento de grano Tratamientos térmicos Recocido: Microestructuras de un acero ferrítico antes de la deformación, después de la deformación y después de un tratamiento de recocido con recristalización. Estructura inicial Tras deformación Tras recocido σ σ Y σ σ Y σ σ Y ε ε ε 72

37 4. Tratamientos térmicos Temple y revenido El temple consiste en el enfriamiento rápido de un acero austenizado para producir la transformación a martensita. Austenización Revenido Tratamientos térmicos Propiedades de la martensita La martensita es la fase más dura del acero, como se puede ver en la figura, y es muy útil en aplicaciones donde el desgaste es importante. Sin embargo, también es muy frágil, con lo que es inservible en la mayoría de las aplicaciones. Por ello, a la martensita se le suele someter a un tratamiento térmico posterior, llamado revenido. 74

38 4. Tratamientos térmicos Revenido: consiste en el calentamiento del acero procedente del temple a una temperatura inferior a la eutectoide (generalmente, entre 250 ºC y 650 ºC) durante un período de tiempo. Durante el revenido, se consigue, por difusión atómica, la formación de martensita revenida: Martensita Martensita revenida (monofásicabct) (bifásica : α + Fe3C) es decir, la descomposición en las fases estables: ferrita y cementita, en forma de una dispersión muy fina de cementita en una fase ferrítica. De esta forma, se consigue aumentar la tenacidad del acero templado, conservando valores de resistencia considerables Tratamientos térmicos Microestructura de la martensita y la martensita revenida para un acero Fe-0,8% C: La martensita tiene forma de agujas o lentículas donde se ha producido la transformación mediante la distorsión de la red (sin difusión), embebidas en austenita retenida (que no ha transformado). La martensita revenida consiste en una matriz ferrítica que contiene una dispersión fina de partículas de cementita. Martensita Martensita revenida 76

39 4. Tratamientos térmicos Importancia de los elementos de aleación: Los aceros que contienen carbono como único aleante se denominan aceros al carbono, mientras que los aceros aleados contienen apreciables concentraciones de otros elementos, como Cr, Ni, Mo, W, Ti, Nb, Cu, etc Estos aleantes afectan a las transformaciones de fase y sus velocidades, y pueden dar lugar a fenómenos de precipitación. Los tratamientos térmicos se deben ajustar a cada acero específico para optimizar su microestructura y sus propiedades en función de las aplicaciones Tratamientos térmicos Importancia de los elementos de aleación: Ejemplo: retraso de la transformación Austenita Perlita de un acero eutectoide por la adición de Mo, dando lugar a un acero más fácil de templar. 78

40 4. Tratamientos: precipitación 4.2 Tratamientos térmicos de precipitación Disolución y precipitación Lo que se pretende es controlar la distribución de precipitados mediante: Un tratamiento térmico de disolución a T 0, para que todo el elemento B esté en solución sólida en la fase α Un temple para obtener una solución sólida supersaturada Un tratamiento térmico de precipitación (a T<200 ºC), para formar los precipitados Tratamientos: precipitación 4.2 Tratamientos térmicos de precipitación Endurecimiento por precipitación: 2T τ y = bl 2 Gb T = 2 Gb τ y = L L Precipitado Dislocación El objetivo es controlar la distribución de precipitados para minimizar la separación entre ellos y maximizar así el endurecimiento por precipitación. 80

41 4. Ejemplo: precipitación en Al-Cu Aleaciones Al-Cu para aplicaciones aeronáuticas Casi el 50% del peso total de los aviones comerciales corresponde al avión vacío, sin pasajeros ni combustible. Por lo tanto, una reducción en el peso de los aviones puede aumentar el beneficio de las compañías aéreas de forma significativa. Por ello, se intenta utilizar materiales de baja densidad, como el Al. Sin embargo, el Al puro no es muy resistente a la deformación plástica. Las aleaciones comerciales Al-Cu, con un contenido en Cu del ~4% en peso, presentan una resistencia mayor que el Al puro gracias al endurecimiento por precipitación que se consigue mediante un ajuste muy fino de los tratamientos térmicos que se deben dar al material. Para entender el endurecimiento por precipitación en las aleaciones Al-Cu, estudiemos el diagrama de fases Al-Cu. Se observa un eutéctico en el lado rico rico en Al, entre la fase α (solución sólida de Cu en Al), que es fcc, y un compuesto θ, de composición aproximada Al 2 Cu, que es tetragonal. La microestructura óptima de las aleaciones Al-4% Cu se consigue mediante: Un tratamiento térmico de disolución a ~540 ºC, para que todo el Cu esté en solución sólida Un temple para obtener una solución sólida supersaturada Un tratamiento térmico de precipitación (a T<200 ºC), para formar los precipitados Ejemplo: precipitación en Al-Cu Ejemplo: Aleaciones Al-Cu 82

42 4. Ejemplo: precipitación en Al-Cu Región de interés del diagrama de fases para un Al-4% Cu Ejemplo: precipitación en Al-Cu Propiedades mecánicas en función del tratamiento de precipitación: 84

43 4. Ejemplo: precipitación en Al-Cu Relación con la microestructura Se ha observado que la precipitación de la fase θ no es directa, si no que se forman varios compuestos intermedios. Nosotros nos fijamos en uno de estos compuestos intermedios: θ. Las propiedades mecánicas óptimas corresponden al momento en el que los precipitados son de la fase θ, momento en el que los precipitados son muy pequeños y están muy poco espaciados entre sí. La fase θ es una fase metaestable (no está por lo tanto en el diagrama de fases). Notar que aparecen como líneas en la imagen, por lo que tienen forma de disco en 3-D Ejemplo: precipitación en Al-Cu Relación con la microestructura α + θ α + θ 86

44 4. Ejemplo: precipitación en Al-Cu Por qué se produce esta secuencia de precipitación? Se debe a las diferentes estructuras cristalinas de las fases. La fase α es fcc y las fases θ y θ son tetragonales. No existen planos coincidentes entre las fases α y θ, y por lo tanto todas sus intercaras son incoherentes. Sin embargo, las existen planos cristalográficos coincidentes entre las fases θ y α, por lo que entre ambos compuestos se pueden formar intercaras coherentes a lo largo de ciertas direcciones. Por eso los precipitados están orientados de una forma determinada con respecto a la fase α y tienen forma de disco (para maximizar la proporción de intercara coherente). Precipitados Matriz Ejemplo: precipitación en Al-Cu Intercaras entre las fases α, θ y θ. Intercaras coherentes Intercaras incoherentes α α + θ α + θ 88

45 4. Ejemplos Por qué precipita antes un compuesto metaestable θ? Porque aunque su energía libre sea mayor, la energía de las intercaras, al ser coherentes, es menor con lo que la barrera energética para la nucleación también es menor. Barrera energética para la nucleación Energía libre 89