FACULTAD DE INGENIERIA

UNIVERSIDAD NACIONAL DE LA PLATA

ÁREA DEPARTAMENTAL MECÁNICA

FUNDAMENTO DEL COMPORTAMIENTO DE LOS MATERIALES I

diagramas de fase binarios

2011

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Este apunte no aspira mas que a satisfacer las necesidades de los alumnos de la cátedra, por lo que se reduce a presentar los temas correspondientes al programa, encarados de modo que, a nuestro juicio, resultan mas accesibles. En buena parte no es sino trascripción de los autores citados en la bibliografía y si algún merito tiene debe buscarse en la selección de aquellos enfoques mas felices de los aspectos tratados.

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DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO

Cuando un metal funde, se dice que sufre un cambio de fase, la fase sólida es transformada en fase líquida. Otros cambios de fase ocurren en el punto de ebullición donde la fase líquida es transformada en fase gaseosa; en el punto de sublimación donde la fase sólida es transformada en fase gaseosa, la temperatura de transformación alotrópica donde una fase sólida de un tipo es transformada en otro tipo de fase sólida.

Bajo condiciones normales (presión constante), los cambios de fase en los metales puros ocurren isotérmicamente; así la fusión tiene lugar a una única temperatura llamada temperatura de fusión.

Hay ciertas aleaciones que también sufren cambios de fase isotérmicos, pero es mucho más frecuente encontrar que los cambios de fase producidos en aleaciones ocurran sobre un rango de temperaturas, así por ejemplo, la fusión puede comenzar a una dada temperatura siendo completada a una temperatura más elevada.

A través del tiempo una gran cantidad de información, referida a los cambios de fase en aleaciones comerciales ha sido acumulada; por lo que se hace necesario algún método para poder condensar esta vasta información. El método más exitoso ideado para almacenar tal información ha sido el uso de los diagramas de fase también conocidos como diagramas constitucionales o diagramas de equilibrio. Todos los diagramas de fase correctamente construidos registran los cambios de fase sólo cuando ellos ocurren bajo condiciones de equilibrio. Los cambios de fase observados en la práctica tienden a ocurrir a temperaturas diferentes a las del equilibrio, dependiendo de la velocidad a la cual el metal es enfriado o calentado. Con un rápido calentamiento, algunos cambios de fase, tal como la fusión, ocurren a una temperatura ligeramente superior que aquella que se obtendría con una lenta velocidad de calentamiento. Recíprocamente, con un rápido enfriamiento los cambios de fase ocurren a una temperatura más baja que con una lenta velocidad de enfriamiento. Sólo en los casos donde la velocidad de calentamiento y enfriamiento es infinitamente lenta, la temperatura de transformación coincidirá con la temperatura de transformación en equilibrio.

Los estados de equilibrio representados sobre los diagramas de fase son conocidos como equilibrios heterogéneos porque ellos se refieren a la coexistencia de diferentes estados de la materia. Una excepción, a la regla de que sólo estados de equilibrio son representados en los diagramas de fase se encuentra en la representación de equilibrios metaestables.

En aceros al carbono hay una fase sólida, carburo de hierro (Fe3C), la cual se

descompone en hierro y grafito en condiciones de equilibrio. Sin embargo la velocidad de descomposición del carburo de hierro (Fe

3C) es muy lenta por lo que

en condiciones ordinarias es prácticamente imperceptible. De esta manera, debido a la oposición de esta fase a descomponerse, se dice

que es metaestable y es representada sobre el diagrama de fase (metaestable) de hierro y carburo de hierro.

Ventajas de los diagramas de fase El uso de los diagramas de fase como medio sencillo para registrar los cambios de fase que ocurren en los sistemas de aleaciones, nos ofrece las siguientes ventajas:

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Se pueden registrar en forma clara y sencilla las condiciones bajos las cuales ocurren los cambios de fase en las aleaciones. Esto se aplica a un amplio número de aleaciones en un espacio reducido. La existencia de ciertas reglas de construcción reducen el numero de observaciones experimentales, las cuales serian necesarias en caso de querer determinar las relaciones entre fases que existen en los sistemas de aleación. El reconocimiento de las cuasi-relaciones entre la constitución de las aleaciones y su estructura y propiedades hacen de los diagramas de fase una guía fundamental para el control de los procesos metalúrgicos. Regla de las fases

La construcción de los diagramas de fase es facilitada por ciertas reglas, las cuales derivan de la ciencia de la termodinámica. Una de ellas es la regla de las fases o de Gibbs. Esta dice que el máximo número de fases presentes, P, que pueden coexistir en un sistema químico, o aleaciones, más el número de grados de libertad, F, es igual a la suma de los componentes, C, del sistema más dos.

P + F=C + 2

Las fases P, son partes homogéneas del sistema, de superficie perfectamente delimitada y separables por medios mecánicos, por ejemplo gas, líquido y sólido. Los grados de libertad F son aquellos parámetros controlables exteriormente: temperatura, presión y composición, los cuales son las variables Independientes; estas deben ser especificadas para definir completamente el estado del sistema en equilibrio .

Los componentes C son el menor número de sustancias de composición independientemente variable que forman el sistema. En los sistemas de aleación usualmente se considera el número de elementos presentes. Podemos tomar como ejemplo el caso de una mezcla de compuestos estables, tal como la sal común y el agua, donde dos son los componentes a tener en cuenta (NaCI + H20). Sin

embargo, si se modifica la temperatura o la presión de modo que estos compuestos estables se descompongan en sus elementos constitutivos, será entonces necesario considerar cuatro elementos, o sea: Na, Cl, H, y O como numero de componentes a considerar en la ecuación de Gibbs.

Ilustremos la aplicación de la regla de las fases en un ejemplo sencillo, Supongamos que se desea averiguar bajo que condiciones, en un metal puro, pueden coexistir las fases sólida, líquida y gaseosa en equilibrio. Por lo tanto, tendremos 3 fases y como es sólo un metal el número de componentes involucrados será 1. La regla de las fases es igualada para , encontrar el número de grados de libertad, esto es:

P+F=C+2 3+0=1+2

Según la regla de las fases no se puede ejercer ningún grado de libertad, significa

que la coexistencia de estas tres fases sólo puede ocurrir a una temperatura y presión especificas y la composición también es fija ya que hay un sólo metal presente.

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Sistemas unarios Aunque estos sistemas son muy poco utilizados en metalurgia, los diagramas de

fase de un componente (unarios) son importantes porque ellos dan los fundamentos para la construcción de diagramas de sistemas multicomponentes.

De los tres parámetros controlables exteriormente, temperatura, presión y composición, sólo los dos primeros pueden ser variados en los sistemas de un componente, porque la composición es siempre única, esto es un metal puro constituye el 100% del material bajo control. La otras dos variables pueden ser representadas en un diagrama de dos dimensiones, en abscisas temperaturas y en ordenadas presión, figura 1.

Fig. 1 Este es llamado diagrama P-T o diagrama presión-temperatura. Los tres estados o fases, (sólido, líquido y gas), están representadas en tres áreas convenientemente rotuladas. El equilibrio entre dos fases ocurre sobre el límite común a las dos áreas, y el equilibrio entre las tres fases ocurre en la intersección de los tres límites (punto O).

De acuerdo con la regla de las fases, el equilibrio de las tres fases sólo puede ocurrir en el punto 0 de la figura 1, tal como se demostró anteriormente. Este es un punto triple o punto invariante, porque los parámetros controlables externamente son fijos y, si se produce una desviación en la presión o temperatura, se concluye que una o dos fases deben desaparecer.

El equilibrio entre dos fases en un sistema de un componente ocurre con un grado de libertad y es llamado equilibrio univariante. Si aplicamos la regla de las fases tendremos:

P+F=2+C 2+1=2+1

Esto significa la presión o temperatura pueden ser seleccionadas libremente, pero

no ambas. Si una presión es elegida, a la cual están en equilibrio dos fases, habrá sólo una temperatura que satisfaga este equilibrio y viceversa. En el diagrama de la figura 1 hay tres líneas que representan el equilibrio entre dos fases, ellas son: línea ao, equilibrio entre sólido y gas; línea oc, equilibrio entre líquido y gas y línea ob, equilibrio entre sólido y líquido.

Temperatura

pre

sión

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Si la temperatura y presión son fijadas arbitraria e independientemente esta condición corresponde al ejercicio de dos grados de libertad, (equilibrio bivalente), y sólo una fase puede existir en estado estable:

P+F=2+C 1+2=2+1

En el diagrama de la figura 1 hay tres áreas en las cuales pueden ser

seleccionadas independientemente la presión y la temperatura, son las áreas delimitadas por las tres líneas que representan equilibrio entre dos fases. Sistema binario isomorfo

Un sistema binario isomorfo es aquel en el cual dos metales son mutuamente solubles en todas las proporciones y en todos los estados, sólido, líquido y gaseoso.

El concepto de solución líquida es familiar y también es fácil de concebir una solución gaseosa, ya que los gases se mezclan en todas las proporciones.

En una solución sólida, los átomos del soluto entran a formar parte de la estructura cristalina del solvente sin alterar su estructura básica.

Hay dos formas de soluciones sólidas: a) Solución sólida sustitucional, en la cual el átomo de soluto ocupa una

posición, en el cristal del solvente, perteneciente a un átomo del metal solvente.

b) Solución sólida intersticial, en las que los átomos de soluto ocupan los huecos intersticiales formados en la estructura cristalina del solvente sin desplazar a los átomos del solvente.

Las soluciones sólidas isomorfas son siempre del tipo sustitucional. Los dos metales involucrados deben tener el mismo tipo de estructura porque así es posible reemplazar todos los átomos del solvente inicial con átomos del soluto original sin causar un cambio en la estructura cristalina.

Para producir una completa representación de un sistema binario con las tres variables externas, presión, temperatura y composición, es necesario recurrir a una representación tridimensional. Esto es un diagrama P-T-X (Presión-Temperatura-Composición expuesto en la Fig 2-a). Este tipo de diagrama espacial es demasiado complicado y, por otro lado, la presión variable externa, como en casi todos los procesos metalúrgicos convencionales, es la presión atmosférica. Por lo tanto lo que se utiliza es un corte a presión constante, 1 atm, del diagrama tridimensional P-T-X, tal como se puede apreciar en la Fig 2-b:

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Fig.2 (a) (b)

El diagrama de la Fig 2-b representa la relación de fases, en todas las aleaciones compuestas por los metales A y B. Este es el diagrama usual T-X (Temperatura-Composición) del sistema binario A-B. Aplicación de la regla de las fases

Para la aplicación de la regla de las fases a un diagrama T-X, es importante recordar que este diagrama corresponde a una sección isobárica (p=1 atm) por lo cual ya hemos ejercido un grado de libertad. Una región de una fase, tal como la ó L, es trivariante, hay tres grados de libertad:

P+F=C+2 1+3=2+2

Uno de los grados de libertad ha sido fijado al realizar el diagrama a 1 atm, el segundo grado de libertad es la temperatura, la cual puede ser seleccionada del eje de ordenadas y , finalmente, la composición la cual puede ser seleccionada en cualquier posición del eje de abscisas. De esta manera los tres grados de libertad han sido utilizados por la elección independiente de la presión, temperatura y composición.

La aplicación de la regla de las fases en una región bifásica, tal como la región

L+ observada en ala Fig 3-a, predice sólo dos grados de libertad, es decir, bivariante:

P+F=C+2 2+2=2+2

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Al igual que en el caso anterior la presión ha sido establecida en 1 atm., por lo

tanto, sólo podemos ejercer un solo grado de libertad, temperatura o composición. Si seleccionamos la temperatura, se fija la composición de las dos fases. De este modo, la composición de la fase sólida debe ser la misma que la composición del liquido en todas las mezclas.

Fig.3-a Fig.3-b

En la figura 3a se ha representado con línea de puntos, en una región bifásica, una temperatura seleccionada arbitrariamente, T1. En todos los puntos de la línea horizontal, excepto en los extremos de la línea, coexisten el líquido y la solución sólida; a la izquierda, sobre la línea de solidus, 1; a la derecha, sobre la línea de liquidus, L1. Si, como se dijo anteriormente, la composición de la fase sólida y la fase líquida es la misma en todas las mezclas de estas a la temperatura T1, la composición de estas fases estará dada por 1, porque es la composición del sólido en la cual la cantidad de líquido es cero; de la misma manera L1 será la composición del líquido, porque a esa composición la cantidad de sólido es nula.

La línea horizontal que conecta 1 y L1 es conocida como línea de coexistencia (o de unión) y une las composiciones de las fases conjugadas que coexisten a una presión y temperatura determinadas.

Las mismas conclusiones podrían haberse alcanzado si se hubiera seleccionado la composición en lugar de la temperatura tal como muestra la figura 3b; en la cual al seleccionar la composición X para la fase sólida quedan fijadas la composición y temperatura para la fase conjugada L1.

Principio de la palanca Las líneas de coexistencia pueden ser usadas para obtener las cantidades

relativas de las dos fases presentes, en equilibrio, de una aleación a una dada temperatura.

En la figura 4, a la temperatura T1, la aleación de composición Y está compuesta solamente de sólido 1 mientras que la aleación de composición Z está compuesta de líquido L1; todas las composiciones intermedias, a T1, están compuestas de una

A Composición B X Y

Línea de coexistencia

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mezcla de 1 y L1 en varias proporciones siendo, por lo tanto, la composición de las dos fases la misma en todas las mezclas. La cantidad de líquido aumenta linealmente de 0%, en la composición Y, hasta 100% en la composición Z. La línea de coexistencia, en consecuencia puede ser tratada como una palanca con su punto de apoyo en la composición de la aleación en estudio.

Fig.4

En la figura 4 la línea de coexistencia 1L1 balancea sobre el punto de apoyo X1.

La longitud X1L1 será proporcional al peso de la fase sólida de composición 1, mientras que la longitud 1X1 será proporcional al peso de la fase líquida de composición L1. Si la longitud de la línea de coexistencia 1L1 representa el 100%, el porcentaje de las dos fases presentes en la aleación X a la temperatura T1, por el principio de la palanca, puede ser expresado matemáticamente de la forma siguiente:

100%11

111

L

XL

Enfriamiento en equilibrio de una aleación de solución sólida

Los cambios de fase que acompañan la solidificación bajo condiciones de equilibrio pueden leerse en los diagramas de fase, observando las fases presentes y sus composiciones para cada temperatura. Supongamos la aleación de composición X de la figura 5, sobre la cual se considerará su comportamiento durante la solidificación:

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Fig.5

Las observaciones comienzan a la temperatura T0, donde la aleación se

encuentra completamente fundida (punto X0). No se producirán cambios de fase hasta no llegar a la temperatura T1. Después de realizar un enfriamiento infinitesimal por debajo de T1, comenzaran a depositarse cristales de composición 1, Esta es la única composición del sólido 1 que puede estar en equilibrio con el líquido de composición L1. Los cristales de 1

tienen una gran cantidad de componente A, por lo cual el líquido se comienza a enriquecer en el componente B.

Cuando la temperatura baja a T2, la composición del líquido cambia a L2, el único sólido que puede permanecer en equilibrio con L2 es 2, por lo tanto, también la composición del sólido se mueve hacia contenidos de B más altos. Esto ocurre por la difusión de B dentro del sólido formado, previamente, a temperaturas más altas. Cuando se establece el equilibrio a la temperatura T2, las cantidades relativas del sólido y líquido pueden ser computadas aplicando el principio de la palanca:

%50100%22

222

L

LX

%50100%22

222

L

XL

El crecimiento del sólido a expensas del líquido continúa, con ambas fases

moviéndose hacia contenidos mayores de B en la medida que la temperatura desciende. Finalmente, a la temperatura T4, el líquido desaparecerá, la aleación estará completamente solidificada y la composición del sólido coincide con la composición del sistema.

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Origen de la segregación En la práctica comercial e industrial, no es posible lograr condiciones del

enfriamiento en equilibrio, debido a que se necesita un tiempo prolongado para conseguir que la temperatura disminuya y, de este modo, dar lugar al reajuste de la composición de las dos fases.

Puesto que la difusión se desarrolla muy lentamente en el estado sólido, el verdadero equilibrio no puede ser mantenido durante el enfriamiento si este no es sumamente lento.

Por lo tanto, deben esperarse ciertos apartamientos del equilibrio en los enfriamientos ordinarios en la practica industrial.

En el siguiente ejemplo se asumirá que se mantiene el equilibrio homogéneo en la fase líquida no así en la fase sólida donde la velocidad de difusión es mucho menor. Tomemos una aleación de composición X en la figura 6. La solidificación comienza con la deposición de cristales 1 cuando se alcanza la temperatura T1.

Fig. 6

En T2 la composición del líquido ha cambiado a L2, el sólido formado a esa

temperatura debería tener la composición 2. Pero el sólido formado a temperaturas por arriba de T2 no ha cambiado enteramente su composición y la composición promedio en este punto será representada por ’2. Cuando la temperatura cae a T3, la composición promedio del sólido será ’3 apartándose cada vez más de la composición de equilibrio 3. En condiciones de equilibrio la solidificación se completa a T4. Aquí, sin embargo, la composición promedio del sólido no ha alcanzado la composición del sistema quedando algo del líquido remanente. Las cantidades de las fases a T4 serán:

%85100'

%44

44 L

LXsólido

%15100

'

'%

44

44 L

Xlíquido

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La solidificación continúa y finalmente a T5 la composición promedio del sólido 5 coincide con la composición del sistema X5 y la aleación está completamente solidificada.

El enfriamiento fuera de equilibrio se caracteriza por un aumento en el rango de temperatura en el cual está presente el líquido y por un rango de variación de la composición de la aleación solidificada.

Normalmente el inicio de la solidificación ocurre con un subenfriamiento, es decir que el líquido se enfría por debajo de L1 antes de iniciar la solidificación. Sin embargo, el calor latente de solidificación eleva la temperatura nuevamente. Así el subenfriamiento inicial debe ser esperado pero su influencia es menor en la medida que avanza la solidificación.

La solidificación de una aleación comienza con la aparición de pequeñas partículas sólidas (núcleos), con contenido mayor del componente de alto punto de fusión. Sobre éste núcleo se depositan sucesivas capas con mayor contenido del componente de bajo punto de fusión que sus predecesoras. El sólido final está compuesto de una estructura segregada en la cual cada unidad tiene en la zona central componente de alto punto de fusión rodeado por una porción de material de bajo punto de fusión.

La mayoría de los metales solidifica formando brazos arborescentes, llamados dendritas. Estos brazos se van engrosando en la medida que avanza la solidificación hasta que todo el espacio es llenado con sólido y un cristal continuo se desarrolla. Entonces, la estructura segregada en la mayoría de los metales tiene la geometría de la dendrita, llamándose a esta condición segregación dendrítica. En la figura 7-a y b se ilustra este tipo de segregación.

Fig.7 (a).-La ilustración muestra la segregación producida en una aleación

70%Ni-30%Cu, en condición as cast (b) la siguiente micrografía presenta áreas gris claro, las cuales se corresponden con áreas ricas en Ni y las áreas

negras se corresponden con regiones ricas en Cu (c) La micrografía muestra que después de un prolongado tratamiento térmico, se produce una

distribución uniforme de Cu y Ni.

Homogeneizado

Para la mayoría de los usos industriales esta estructura segregada es objetable y, por lo tanto, debe ser eliminada mediante un tratamiento térmico adecuado. La homogeneización de la composición ocurre espontáneamente a través de la acción

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de la difusión bajo condiciones favorables. La difusión en estado sólido es más rápida a temperaturas apenas por debajo del punto de fusión, esta es escasamente detectable a temperatura ambiente, salvo en metales de bajo punto de fusión.

La elección de la adecuada temperatura de tratamiento es limitada, por un lado, por la fusión si la línea de solidus es cruzada y, por otro lado, por la marcada desaceleración del proceso cuando la temperatura decrece. Debe tenerse en cuenta también, que algo de sólido, más rico en el componente de bajo punto de fusión que la composición promedio de la aleación, puede comenzar a fundir por debajo de la temperatura de solidus. El equilibrio puede ser alcanzado más cuidadosamente, sin inducir la fusión, si la aleación es calentada lentamente que si es rápidamente calentada a temperatura elevada. La figura 7c muestra la estructura resultante después del homogeneizado de una aleación con segregación dendrítica.

Licuación Cuando una aleación es llevada a una temperatura ligeramente por encima de

la curva solidus, y la fusión recién ha comenzado, se dice que la aleación ha sido licuada o quemada. La fusión usualmente comienza en los límites de grano y en las regiones interdendríticas de la aleación, formando una delgada película de líquido que separa a cada cristal de su vecino. La resistencia de la aleación es destruida casi inmediatamente con la presencia del líquido. Máximas y mínimas

Hay algunos sistemas binarios isomorfos en los cuales la línea liquidus y la línea solidus no descienden continuamente desde la temperatura de fusión de uno de los metales sino que pasan a a través de una temperatura mínima o máxima. Cuando esto ocurre el liquidus y el solidus se encuentran tangencialmente en un punto máximo o mínimo.(esto se puede observar en la Fig 8)

Las aleaciones con una composición correspondiente al llamado punto mínimo o máximo, se comportan como un metal puro, es decir que solidifican isotérmicamente y no presentan segregación en la estructura de colada. Estas son llamadas “aleaciones de fusión congruente”.

Una aleación congruente puede ser tratada como si fuese un componente en un sistema de aleación. De esta forma, un sistema como el mostrado en la Fig 8 puede dividirse en el valor de composición X en dos sistemas. Uno de ellos será simplemente un sistema AX (binario isomorfo simple) y el restante será un sistema XB, también binario isomorfo y simple.

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La figura 8 muestra dos diagramas de equilibrio binarios con los puntos máximo y mínimo, para este tipo de aleaciones.

Fig.8

Sistema binario eutéctico

Se define al sistema binario eutectico como aquel sistema donde la adición de un componente a otro, causa la disminución del punto de fusión.

Las curvas de liquidus pasan por una temperatura mínima llamada punto eutéctico.(Observar la Fig 9, punto e)

El líquido es miscible en todas las proporciones, como el sistema isomorfo, pero la miscibilidad en estado sólido es limitada, figura 9.

Se pueden distinguir dos fases sólidas, llamadas y. Estas fases se consideraran, por una parte, como soluciones sólidas limitadas debido a que el rango de estabilidad de cada una se extiende sólo parcialmente a través del diagrama y, por otra parte, como soluciones sólidas terminales debido a que cada fase se origina en los lados del diagrama.

Fig 9

A Composición B

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En este diagrama también están presentes tres regiones bifásicas, llamadas L+, L+ y +.

Las regiones L+ y L+ son equivalentes a las regiones L+ del sistema isomorfo. Se considera que estas regiones bifásicas están conformadas por líneas de unión que unen los puntos de composición conjugada.

Las tres regiones bifásicas se encuentran sobre una línea de unión especial que es común a todas las regiones y que une las tres fases conjugadas que coexisten en equilibrio a la temperatura eutéctica, en a, líquido en e y en b. Esta línea de unión es también conocida como línea eutéctica, horizontal eutéctica o isoterma de reacción eutéctica. El punto e es llamado punto eutéctico y en él coexisten en equilibrio las tres fases:

L +

Aplicación de la regla de las fases Al igual que en caso del sistema isomorfo hemos ejercido un grado de libertad al

considerar la presión constante e igual a la atmosférica. También como en el sistema isomorfo las regiones monofásicas son regiones

trivariantes (tres grados de libertad), las bifásicas son regiones bivariantes (dos grados de libertad que pueden ser seleccionados). La aplicación de la regla de las fases en el punto e, donde coexisten en equilibrio tres fases, nos da un equilibrio univariante

P + F = 2 +C 3 + 1 = 2 + 2

Es decir que podemos utilizar un solo grado de libertad, pero este ya lo hemos

ejercido al considerar la presión atmosférica por lo tanto, este equilibrio de tres fases se producirá a una temperatura y composición determinadas.

Algunas reglas de construcción Se puede demostrar por la aplicación de la segunda ley de la termodinámica que

los límites de campo de dos fases se deben encontrar, en ángulos tales que la proyección de los bordes, después del punto de intersección, se proyecte dentro del campo de dos fases ( ver Fig 10), pero nunca dentro de un campo monofásico. Así las curvas de solvus y solidus se deben encontrar con la horizontal eutéctica en un ángulo tal que el solidus se proyecte dentro del campo + y el solvus se proyecte dentro del campo líquido más .

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Fig 10

Aleación eutéctica: cuando una aleación de composición e de la figura 9 es calentada a través de la temperatura eutéctica las fases y (composición a y b) reaccionan para formar líquido (composición e).

Durante la solidificación las dos fases se depositan simultáneamente. Salvo la influencia del subenfriamiento, el cual es usualmente moderado en las

aleaciones eutécticas, no hay efecto de segregación, porque la solidificación tiene lugar a una temperatura y la composición de las fases son virtualmente constantes.

Por aplicación de la regla de la palanca, usando la línea isoterma eutéctica como línea de unión, obtenemos las cantidades presentes de las fases y :

%40100% ab

eb %60100%

ab

ae

Con un posterior enfriamiento por debajo de la temperatura eutéctica las

sucesivas líneas de unión del campo + van dando los cambios de composición y cantidades presentes de cada una de las fases. Tales cambios son difícilmente observables a velocidades normales de enfriamiento y para el restablecimiento del equilibrio es necesario aplicar un tratamiento térmico.

Las microestructuras de las aleaciones eutécticas varía ampliamente de un sistema a otro, dependiendo en parte, presumiblemente, de las proporciones relativas de las dos fases y en parte, presumiblemente, de las proporciones relativas de las dos fases y en parte a relaciones cristalográficas, las cuales no han sido aún explicadas.

En la Fig 11-a, b, c y d se muestran cuatro tipos de diagramas de equilibrio y en las Figs 11 –A, B, C y D sus respectivos microestructuras eutécticas.

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Fig 11

En los sistema de aleación que presentan proporciones aproximadamente iguales de sus fases en el eutectico (Fig 11-b), es usual que las dos fases se depositen, en parte, como capas o laminas (lamellae). Si se observa la sección transversal de estas estructuras desarrolladas en forma de láminas, se observaran bandas

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alternadas de las fases y (Fig 11-B). Esta estructura es llamada por los metalurgistas como estructura perlitica.

Cuando predomina una o dos fases en una, mezcla eutectica (Fig 11-A, C y D), la fase predominante se convierte en la matriz y las partículas de la fase minoritaria serán embebidas en esta matriz. A partir de esta consideración se definen mas concretamente algunos tipos de estructuras eutécticas.

Por ejemplo, si las partículas son redondeadas, se dice que el eutectico es globular o nodular o esferoidal (Fig 11-D).

Si las partículas se presenta en forma alargadas, tipo aguja, se dice que el eutéctico formado es acicular. (Fig 11-A).

Cuando el eutectico presenta una morfología intrincada, como consecuencia del crecimiento de un segunda fase en forma dendrítica, esta morfología ha dado en llamarse escritura china (Fig 11-C).

A pesar que la estructuras eutécticas difieren en cuanto a su apariencia estructural, tienen en común que la composición y las proporciones de las fases presentes son constates.

Aleaciones hipoeutécticas e hipereutécticas:

Hay una regla de uso común que define como aleaciones hipoeutécticas a las situadas a la izquierda del punto eutéctico e hipereutécticas a las ubicadas a su derecha.

Al considerar el caso de una aleación hipoeutéctica, tres casos pueden distinguirse (figura 12). La aleación L solidifica de modo idéntico a lo ya explicado para el caso de los sistemas isomorfos. La aleación M, solidifica como una solución sólida , pero a bajas temperaturas ocurre una reacción en estado sólido, donde precipita la fase .

Fig 12

En la figura 13 se muestra que el comportamiento de la aleación es idéntico a una

isomórfica hasta la temperatura T5, donde comienza a precipitar la fase , de composición 5 desde la solución sólida .

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En la medida que sigue bajando la temperatura la composición de varía y su cantidad aumenta, tal como se puede apreciar por a aplicación de la regla de la palanca en las líneas de unión 5 5, 6 6. La fase puede precipitar en los límites de grano , o sobre ciertos planos cristalográficos de la fase , o alrededor de dislocaciones e inclusiones.

Fig 13.-(a) Diagrama binario AB, similar al AgCu de la Fig11-b (b)

Aleacion Ag-7,5Cu de composición X señalada en (a); la micrografía muestra el resultado de un lento enfriamiento desde la temperatura de

homogenización. Las placas paralelas de fase rica en Cuse ha formado sobre ciertos planos cristalográficos de la solución sólida rica en Ag, produciendo

una estructura de Widmanstatten

(C) Representación esquemática de el arreglo de partículas en una estructura

de Widmanstatten. El cubo representa un cristal de la matriz con placas paralelas en las 3 caras.

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Las partículas de tamaño y forma regular que precipitan dentro de los granos , se alinean paralelas unas a otras y si se puede distinguir un número limitado de tales grupos, esta estructura es llamada Widmanstatten.

La precipitación en estado sólido ocurre por la formación de núcleos orientados. La velocidad de precipitación tiende a ser muy lenta a temperatura ambiente y se incrementa cuando la temperatura aumenta. La precipitación de una segunda fase desde una solución sólida es acompañada por un marcado cambio en las propiedades mecánicas. En general, la resistencia y dureza disminuyen porque la solución sólida comienza a ser más diluida. Pero en las aleaciones endurecibles por precipitación hay un sustancial incremento en la dureza y en las propiedades relacionadas.

La última gota de líquido de la aleación M tiene la composición L4; no alcanza la composición eutéctica, por lo tanto la reacción eutéctica no se producirá. Las aleaciones comprendidas en el rango Aa no sufren la reacción eutéctica, esto es, porque todo el líquido se consume antes de alcanzar la temperatura eutéctica, cuando se produce el enfriamiento en el equilibrio.

Las aleaciones ubicadas en aE (figura 12) sufren la reacción eutéctica. La aleación N (figura 14) comienza la solidificación con la deposición de , el líquido varía su composición desde L1 a E a lo largo de la línea de liquidus, mientras que varía su composición desde á a, a través de la línea de solidus.

Fig 14

A la temperatura TE habrá:

EncomposiciodeaE

anL 100%

ancomposiciódeaE

nE 100%

Un infinitésimo después de la temperatura TE la solución sólida está presente

como primario (precipita antes de la reacción eutéctica) y como una fase en el constituyente eutéctico. La fase está presente sólo en la mezcla eutéctica. La estructura metalográfica de la aleación N será de cristales primarios entre los cuales esta presente el característico constituyente eutéctico.

TE

Reacción eutectica isotérmica

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Por debajo de TE la aleación N forma más fase por difusión de átomos B desde la fase hacia la fase del eutéctico.

Las aleaciones hipereutécticas se comportan de manera similar durante el enfriamiento a las aleaciones hipoeutécticas. Naturalmente la fase primaria que se separa es la seguida por la reacción eutéctica para aleaciones con composición entre E y b. Resumiendo:

- aleaciones entre A y c solidifican como solución sólida - aleaciones entre B y d solidifican como solución sólida - aleaciones entre c y a solidifican como solución sólida pero

precipita a baja temperatura. - aleaciones entre d y b solidifican como solución sólida pero

precipita a baja temperatura. - aleaciones entre a y E, precipita primario y luego la mezcla

eutéctica +. - aleaciones entre E y b, precipita primario y luego la mezcla

eutéctica +. - la aleación E solidifica isotérmicamente para dar la mezcla

eutéctica +. - sólo las aleaciones entre a y b sufren la reacción eutéctica.

Enfriamiento fuera de equilibrio: con enfriamiento en condiciones naturales las aleaciones hipo e hipereutécticas resultan con el constituyente primario segregado y un exceso en la cantidad del constituyente secundario (en aleaciones ubicadas entre a-b). Las razones son similares a aquellas explicadas para el enfriamiento fuera de equilibrio de los sistemas isomorfos. Así la fase primaria estará segregada y a la temperatura eutéctica la cantidad de líquido remanente será mayor que la que habría en equilibrio; lo cual producirá, correspondientemente, una mayor cantidad de constituyente eutéctico. Homogeneizado

Si se efectúa un tratamiento térmico de homogeneizado a una solución sólida terminal, la temperatura a emplear deberá estar ubicada por encima de la línea de solvus y por debajo de la línea de solidus, para que la aleación esté compuesta por una sola fase como lo indica el diagrama. La condición de homogeneizado será alcanzada mediante dos maneras simultáneas: la segregación de la fase será eliminada por redistribución de los componentes y la fase se disolverá en la fase . La velocidad a la cual proceden estos cambios dependerá de la temperatura del tratamiento.

En una aleación hipoeutéctica ubicada sobre la isoterma eutéctica, el tratamiento de homogeneizado realizado a una temperatura por debajo de la eutéctica, no causará la desaparición de la fase , pero el segregado de la fase puede ser eliminado y cualquier exceso en la cantidad de sobre el equilibrio será disuelto en .

22

Modificación del eutéctico Hay algunas aleaciones eutécticas que presentan una baja en la temperatura

eutéctica (observar el diagrama Al-Si siguiente) cuando se enfrían rápidamente desde su condición de fundidas o cuando enfriada a una velocidad normal se le agrega algún reactivo especial. También puede ser cambiada la composición del punto eutéctico y el tamaño de las partículas del constituyente eutéctico es refinado. Este efecto es conocido como modificación del eutéctico.

En las aleaciones de Al-Si, si tomamos una aleación con un contenido 14% de Si, aleación hiperutéctica, y se agrega una pequeña cantidad de Na o se enfría rápidamente, se presenta una estructura de aleación eutéctica. El punto eutéctico ha cambiado desde 11,6% 14% de Si y la temperatura eutéctica se ha reducido desde 577 ºC a 555 ºC tal como se muestra en la figura 15-A y B.

Fig 15.-La micrografía de la Fig A, muestra una aleación eutectica AlSi, con 11.6%Si, modificada con Na. Ahora la estructura es hipoeutéctica. Las áreas

blancas representan la solución sólida primaria rica en Al y las regiones negras muestran el constituyente eutectico modificado B) aleación

hipereutéctica , con 14% de Si, modificada con Na. Ahora la estructura esta compuesta del constituyente eutectico modificado

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Casos límite de diagramas eutéctico.

Hay muchos sistemas de aleaciones en los cuales la composición eutéctica ocurre muy cerca de un componente, figura 16 A, el constituyente eutéctico está predominantemente compuesto por una fase en la cual unas pocas partículas ampliamente separadas de segunda fase están embebidas.

Fig 16

El rango de las soluciones sólidas terminales es a veces muy estrecho y no

puede ser representado en el diagrama de fase ya que su ancho es menor que el de la línea usada para su representación. En tales casos la isoterma de reacción eutéctica se extiende desde la composición de un metal puro al otro.

Sistemas binarios eutectoides

La reacción eutectoide involucra tres fases sólidas, figura 17, en el enfriamiento una fase sólida () se descompone en otras dos fases sólidas ( y ), durante el calentamiento ocurre la reacción inversa.

+

Fig 17-a

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La forma y dirección de los límites de la fase que terminan sobre los límites de reacción eutectoide son gobernados por las mismas consideraciones citadas para los sistemas eutécticos.

En la figura 17-a se puede ver que ambos componentes metálicos sufren una transformación alotrópica, el componente A se transforma desde a baja temperatura a a altas temperaturas y el componente B se transforma de a .

Estructura de una aleación eutectoide Las transformaciones que involucran la disociación y reasociación de las fases

sólidas son mucho más lentas que transformaciones similares que involucran una o más fases líquidas porque la velocidad de difusión es mucho más lenta en el estado sólido. Por este motivo, las transformaciones fuera de equilibrio asumen un mayor significado práctico.

Las estructuras producidas por transformaciones de equilibrio, tienen que ver con enfriamientos de forma infinitamente lenta.

La aleación eutectoide, de composición e en la figura 17, sufre una transformación incongruente en el caso “ideal”. La fase se descompone durante el enfriamiento para producir el constituyente eutectoide laminar o perlítico compuesto por las fases y . [Fig 17-b].

En lo que se refiere a su apariencia hay muy poco para diferenciar entre estructuras perliticas eutécticas y estructuras eutectoides de equilibrio. Ambas formas son llamadas colonias en las cuales las laminas son aproximadamente paralelas y la orientación cristalográfica de cada una de las fases es igual. En las aleaciones as cast estas colonias tienen la tendencia a presentarse en forma alargada con respecto a la dirección de solidificación , mientras que en las estructuras eutectoides son mayormente equiaxiales, sin una regularidad suficiente como para ser adoptada como criterio distintivo.

Fig 17-b Acero eutectoide, con 0.8% de C mostrando una típica estructura

perlitica ( + Fe3C)

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Aleaciones hipo e hipereutectoides La terminología aplicada a los sistemas eutécticos de agregar el prefijo hipo a las

aleaciones ubicadas a la izquierda del punto eutéctico y el prefijo hiper para las de la derecha, es mantenida.

Son designadas, por lo tanto, hipoeutectoides e hipereutectoides. La transformación de estas aleaciones ocurre en dos etapas, la primera es la

precipitación proeutectoide, en un rango de temperatura, de una fase de alta temperatura seguida por descomposición isotérmica de la porción remanente de la fase de alta temperatura, para dar el constituyente eutectoide. El término proeutectoide es usado para referirse a las transformaciones que ocurren antes de la transformación eutectoide.

Si la aleación hipoeutectoide X de la figura 19, es calentada a To y mantenida a temperatura hasta obtener el equilibrio, estará compuesta solamente de cristales .

Fig 18.-(A) Acero hipoeutectoide , con 0.3%C. Las áreas blancas corresponden

a ferrita proeutectoide y las áreas negras corresponden al constituyente perlítico eutectoide + Fe3C (B) Acero hipereutectoide, con 1.2% de C. Se

observan finas bandas de Cementita (Fe3C) proeutectoide, de color gris claro, bordeando los granos del constituyente perlítico eutectoide + Fe3C

Fig 19

Bajando la temperatura un infinitésimo por debajo de T1 se produce una incipiente

precipitación de cristales de composición 1, generalmente esta precipitación se produce en los límites de grano .

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A medida que el enfriamiento continúa, el diagrama de fases demanda que los cristales de crezcan y al mismo tiempo cambien de composición hasta alcanzar la composición 3 a la temperatura eutectoide. Simultáneamente la fase cambia su composición hasta obtener la composición eutectoide 3 y todo el remanente será convertido en constituyente eutectoide.

Una transformación similar ocurre para una transformación hipereutectoide. Cuando se produce el enfriamiento natural de la aleación la composición

promedio de la fase estará dada por 1, ’2, ’3, la diferencia en composición en todos los sistemas investigados ha sido pequeña. La fase también se aparta de su composición de equilibrio durante la transformación, pudiendo seguir un modelo tal como 1, ’2, ’3.

Sistemas binarios monotécticos Otra importante reacción de tres fases es la Monotectica, en la que una fase

líquida se descompone con la disminución de la temperatura, en una fase sólida y una nueva fase liquida. A continuación se presenta la reacción monotectica:

LI + LII

Dentro de cierto rango de composición, los dos líquidos son inmiscibles, (como ejemplo podemos mencionar agua y aceite), y constituyen fases individuales.

Aceptando la nomenclatura y términos seguidos hasta ahora, tenemos: punto monotéctico, reacción isotérmica Monotectica, aleaciones hipomonotécticas e hipermonotécticas. Sin embargo, se diferencian las designaciones de las curvas de solidus y liquidus ya que aquí son designadas como liquidus superior e inferior.

No hay un nombre especial para el límite del campo LI + LII llamado simplemente límite de miscibilidad líquida, ver figura 20.

Fig 20

Descomposición Monotéctica Por encima de la temperatura Monotectica, la aleación Monotectica Y, figura 21,

está compuesta por el líquido LI.

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Fig 21 (a) (b)

A la temperatura Monotectica este líquido se descompone de manera análoga a la del líquido eutéctico con la sola diferencia de que una de las fases es líquida en lugar de sólida. Como en todos los sistemas monotécticos conocidos el punto monotéctico está localizado más cerca de la fase sólida que del líquido, esta fase predomina en el constituyente monotéctico, tal como se desprende de la aplicación de la regla de la palanca. De acuerdo con esto, el líquido LI se ubica en cavidades formadas por el sólido , tal como se aprecia en la figura 22.

Fig 22: en la Figura se observa la microestructura de una aleación

monotectica de Cu-36Pb. Las áreas claras pertenecen a una matriz rica en Cu, mientras que las áreas negras son regiones ricas en Pb las cuales existen

como LII a temperatura monotéctica (aumento x100).

El sistema Cu-Pb presenta esta reacción y a causa de la continuidad de la fase rica en Cu, en la estructura Monotectica las propiedades físicas de esta aleación son más semejantes a las del Cu que a las del Pb. El Pb frecuentemente es

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agregado en las aleaciones para producir la reacción Monotectica la cual facilita el mecanizado. Aleaciones hipomonotécticas

Las aleaciones sobre el lado del punto monotéctico son llamadas hipomonotécticas, composición X en la Fig 21-a. La solidificación comienza con la separación primaria de la fase , la cual puede estar segregada si las condiciones de equilibrio no son mantenidas. A la temperatura Monotectica T3 habrá un exceso de líquido LI-3 sobre la cantidad de equilibrio y este reaccionará dando el constituyente secundario monotéctico. De acuerdo con el diagrama Cu-Pb el líquido LII ubicado en las cavidades de , con el posterior enfriamiento, se deposita en una fase terciaria , la cual es físicamente continua e indistinguible del primario y secundario. Finalmente a la temperatura eutéctica el líquido LII solidifica en forma de un constituyente eutéctico de fase rica en Cu y fase rica en Pb. Aleaciones hipermonotéctica

La presencia de dos líquidos inmiscibles en las aleaciones hipermonotécticas a una temperatura por encima de la temperatura Monotectica introduce condiciones estructurales que no han sido discutidas hasta hora. Dando el tiempo suficiente, los dos líquidos se separan en dos capas de acuerdo con sus densidades, también es posible que los dos líquidos existan como una emulsión. Pero este tema no ha sido aún estudiado con profundidad. Supongamos una aleación hipermonotéctica, tal como la Z, a una temperatura por encima de To, la aleación está compuesta por una fase líquida. Cuando durante el enfriamiento el límite de inmiscibilidad es cruzado en LI0, el líquido LII0 hace su aparición y a medida que la temperatura cae la cantidad de LII aumenta hasta llegar a la temperatura Monotectica. La posición de la mezcla de composición LI-3 reaccionará para dar el constituyente monotéctico. La aleación está ahora compuesta de una capa de en cuyas cavidades se ubica el líquido LII solidifica dando el constituyente eutéctico. Sistemas binarios peritécticos

Otro tipo de solidificación que se determina experimentalmente es la reacción peritectica. La reacción que caracteriza a estos sistemas es aquella que se manifiesta, cuando en la medida que cae la temperatura, dos fases dan lugar a la formación de una nueva fase sólida:

L +

En otras palabras, la fase sólida funde incongruentemente. Esta reacción está

representada en la Fig 23 donde la fase de composición p funde descomponiéndose en L+ de composición I y a, a la temperatura de reacción peritectica.

El diagrama peritectico tiene un comportamiento diferente al diagrama eutectico en lo siguiente:

a) no existe microconstituyente peritectico que se corresponda con la estructura eutectica

b) la reacción peritectica consume dos fases para producir una fase diferente, lo cual es un comportamiento opuesto a la reacción eutectica.

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Fig 23

La aleación peritéctica

La aleación peritéctica, de la figura 24, encuentra a la curva de liquidus en el punto LI y se separa la solución sólida de composición 1. La solidificación se desarrolla, normalmente, incrementando la cantidad de cuya composición se mueve a lo largo de la línea solidus desde 1 hasta a, y el líquido cambia su composición a lo largo de la línea liquidus desde L1 hasta b. A la temperatura peritéctica las cantidades de y líquido serán:

% = 100.ab

Pb % L = 100.

ab

aP

La reacción peritéctica ocurre a Tp, entre el líquido remanente y la fase primaria

depositada desde T1 a Tp.

Fig 24

Cuando la reacción se completa, todo el líquido y toda la fase primaria han sido consumidos y la aleación es el 100% fase . Continuando el enfriamiento hasta temperatura ambiente precipita fase . A temperatura ambiente la cantidad de fase y , será:

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% = 100.cd

ed % = 100.

cd

ce

Aleaciones con XB menor que P

Aleaciones con composición entre A y c solidifican como soluciones sólidas. Aleaciones con composición entre c y a, solidifican inicialmente como y luego precipita una pequeña cantidad de cuando es cruzada la curva de solubilidad. Ambas aleaciones se comportan de manera idéntica a sus similares del sistema eutéctico.

Las aleaciones entre a y P sufren la reacción peritéctica. La aleación L de la figura 25 comienza a solidificar al llegar a L1 depositando cristales de de composición a1.

Fig 25

La composición del líquido varía a lo largo de la línea liquidus desde L1 a b; en

tanto el sólido se mueve a lo largo de la línea solidus desde a1 hacia a. Justo antes de la temperatura peritectica la cantidad de líquido será:

% L = 100.ab

af

A la temperatura peritéctica todo este líquido reacciona con parte de para dar .

Después de la reacción peritéctica la aleación esta compuesta de un residuo de primario más el formado peritécticamente, las cantidades de y , serán:

% = 100.aP

fP % = 100.

aP

af

Aleaciones con XB mayor que P

Para aleaciones con composiciones entre b y B, la solidificación se comporta como los sistemas isomorfos. Las aleaciones entre P y b sufren reacción peritectica; en tales aleaciones hay un exceso de líquido con respecto al necesario para

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reaccionar con la fase primaria. Después de la reacción peritéctica una aleación tal como la M, figura 25, consiste de L + de composición b y P, respectivamente.

Con un posterior enfriamiento, el líquido cambia de composición a lo largo de bTB y a lo largo de PTB. A la temperatura T1 solidifica la última gota de líquido siendo la aleación completamente de fase . Todas las aleaciones entre P y b solidifican de manera similar a la aleación M, pero aquellas de composición entre P y d precipitan desde la fase cuando se cruza la línea de solubilidad Pd.

Solidificación fuera de equilibrio de aleaciones peritécticas El apartamiento del equilibrio en las aleaciones peritécticas es usualmente muy

grande. Esto se origina en que el producto de la reacción, la fase , necesariamente se forma en la interfaz entre la fase y el líquido, estableciendo un obstáculo para la difusión, la cual es necesaria para la continuación de la reacción, figura 26.

Fig 26.-Representación esquemática de la fase primaria sufriendo la reacción

peritectica con el liquido, formando una envolvente de fase .La reacción progresa debido a la difusión de átomos de Afuera y átomos de B hacia

adentro, a través de la capa de .

Para transformar la fase en , algunos átomos de A deben difundir fuera de la fase y ser reemplazados por átomos de B, los cuales difunden de la fase del líquido debiendo atravesar la zona . En la medida que la fase crece en espesor, la distancia a que estos átomos deben ser transportados se incrementa. Así la primera capa de se forma rápidamente, pero su crecimiento se efectúa a marcha desacelerada, por lo tanto, la reacción es frecuentemente incompleta aún cuando la temperatura ha caído bien por debajo de la peritéctica, indicando que la difusión comienza a ser despreciable.

Considerando la aleación X de la figura 27, con enfriamiento fuera de equilibrio, la fase primaria resulta segregada, por lo tanto, la cantidad de será menor y la de líquido mayor que en condiciones de equilibrio:

B

32

Fig 27

Ahora ocurre la reacción parcial del líquido con la fase . Se forma entonces a

expensas de algo de . y de una gran proporción de líquido, una capa de fase , de composición peritectica. Cuando la temperatura cae por debajo de T4, y antes que la reacción peritéctica se haya completado, el líquido remanente de composición L4 solidificara directamente como fase segregada; esto es, L4 deposita primero una fase de composición y a continuación, las sucesivas composiciones de a lo largo de la línea de solidus inferior producirán una fase de composición promedio (o sea 5, 6 7). Finalmente en T7 el líquido es consumido y la aleación es enteramente sólida. La microestructura final consiste de primario segregado, rodeado por zonas de fase peritéctica de composición constante, con la fase terciaria segregada llenando los espacios remanentes, como puede ser observado en la Fig 28-a.

Fig 28.-A) Representación esquemática de la envolvente en una aleación tipo a

peritectica as cast. Un residuo de segregación primaria se representa mediante círculos concéntricos mas pequeños. Envolviendo a esta estructura segregada hay una capa de composición peritectica y el espacio remanente

es reemplazado con la estructura segregada , representada por las líneas punteadas curvadas. B) estructura as cast de Pt-25%Ag hipoeutéctica. La región blanca representa la matriz primaria , segregada,, rica en Pt y los

puntos negros son fase

A B

x4.L4 4.L4

%4 = 60%

%L4 = 4.x4 4.L4

40%

,para una aleación de composición x, apenas por encima de la temperatura T4, por lo tanto, el constituyente es mas rico en A, que lo que debería ser.

33

Homogeneizado Cuando exista segregación o las fases presentes estén en proporciones fuera de

equilibrio, el tratamiento térmico de homogeneizado, a una temperatura tal que asegure una velocidad de difusión apreciable sin causar un cambio de fase, producirá un cambio en la estructura de la aleación en la dirección de equilibrio. Así por ejemplo, la aleación W de la figura 29 puede ser convertida en homogénea calentándola por algún tiempo a temperatura entre T3 y T5 y enfriando rápidamente (templando) a temperatura ambiente; se origina una estructura homogénea al ser retenida como solución sólida sobresaturada. A cualquier temperatura donde la velocidad de difusión sea apreciable, hasta T5, la fase puede reaparecer como un precipitado de Widmanstatten.

El endurecimiento por precipitación es posible en estas aleaciones.

Fig 29

Sistema binario peritectoide

La reacción peritectoide, al igual que la reacción eutectoide, solamente involucra fases sólidas:

enfriamiento +

calentamiento

La fase sólida se descompone durante el calentamiento en dos nuevas fases como se muestra en la figura 30.

Esta es un forma de transformación incongruente en estado sólido. Es muy raro que esta reacción ocurra en las aleaciones comerciales por lo cual la

experiencia con este tipo de reacción es bastante escasa. Sobre la base de su similitud con la peritéctica se puede esperar que dicha transformación sea muy lenta. La reacción entre y a alta temperatura durante el enfriamiento se produce en la interfaz de las fases, a bajas temperaturas se habrá formado una capa de fase . La continuación de la reacción requiere difusión a través de una capa de espesor creciente y, en general, a bajas temperaturas las velocidades de difusión son muy pequeñas.

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Fig 30

Así, es común encontrar la transformación incompleta cuando la aleación ha alcanzado la temperatura ambiente.

Sistemas binarios sintéticos La reacción sintética consiste en la descomposición de una fase sólida en dos

líquidos inmiscibles, cuando se eleva la temperatura de la aleación:

LI + LII ... .

La figura 31 muestra esta transformación.

Fig 31

Tampoco aquí se presentan aleaciones de utilidad comercial por lo que su

comportamiento es muy poco conocido. Es fácil deducir, sin embargo que cualquier aleación fundida, con composición dentro del rango de la línea sintética, se separará en dos líquidos, presumiblemente, separados en capas. La solidificación comienza

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en la isoterma de reacción sintética, donde el líquido LI reaccionará con LII para dar la fase . Generalmente, la fase se formará en la interfaz de los líquidos e interfiere con la posterior reacción, la que necesitará de un largo tiempo para completarse ya que para continuar le será necesaria la difusión de átomos a través de la capa . Por lo tanto, se puede esperar que la aleación solidifique en dos partes independientes con una pequeña de reacción entre ellas. El líquido LI solidifica como una aleación hipereutéctica del sistema eutéctico + y LII como una aleación hipoeutéctica del sistema eutéctico + .

Un ejemplo de este tipo de reacción es encontrado en el sistema Na-Zn.

Aleaciones con transformación congruente Cuando una fase cambia directamente a otra fase sin ninguna alteración en la

composición durante la transformación, se dice que el cambio de fase es congruente. Inversamente, un cambio de fase incongruente es aquel en el cual se produce una variación, transitoria o permanente, en la composición; tal es el caso de la solidificación de un aleación de solución sólida o de una aleación de tipo eutéctico, respectivamente.

Todos los componentes puros transforman congruentemente al igual que los sistemas isomorfos que presentan máximos o mínimos.

Las fases intermedias son aquellas cuyos campos no están en contacto con las fases terminales, siendo ellas clasificadas en dos grupos de acuerdo a si funden congruente o incongruentemente. Las fases intermedias de fusión ya han sido consideradas en las reacciones pertitécticas, peritectoides y sintéticas.

Centraremos nuestra atención en las fases de transformación congruente. Estas son mencionadas, a veces, como compuestos intermetálicos. Este término es justificado cuando la fase intermedia ocurre a una composición que corresponde a una relación simple entre las dos fases atómicas concernientes. Por lo general son llamadas fases intermedias y designadas con una letra griega en lugar de la simbología molecular. Un ejemplo de fase intermedia de fusión congruente ocurre en el sistema Mg-Si, figura 32.

Aquí la fase , la cual corresponde a la composición Mg2Si, divide al diagrama en dos porciones independientes. Un sistema eutéctico es formado por Mg y otro por Si y . La fase intermedia de fusión congruente se comporta como un componente.

Este ejemplo es sólo una de las muchas posibles combinaciones. La presencia de los sistemas eutécticos es simple coincidencia, pudiendo ocurrir cualquier tipo de equilibrio entre los componentes.

Algunas veces el rango de composición de la fase intermedia puede ser muy angosto, por lo tanto este puede ser representado por una línea como, sería en realidad el ancho del campo el cual ha sido exagerado.

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Fig 32

Transformaciones congruentes en estado sólido

Esta transformación también puede ocurrir en el estado sólido al igual que en el cambio de fase líquido- sólido.

Fig 33

En el sistema Fe-Cr, figura 33, hay tres transformaciones congruentes: 1) Punto de fusión en un mínimo en a.

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2) Transformación congruente de la solución sólida terminal a solución sólida terminal en un mínimo, punto b.

3) Transformación congruente de la solución sólida intermedia a en un máximo, punto c.

Propiedades físicas de fases intermedias La ductilidad está usualmente asociada a estructuras cristalinas simples como se

dan en la mayoría de los metales comunes y sus soluciones sólidas terminales. Estructuras cristalinas complejas, presentan usualmente, mayor dureza pero son

relativamente frágiles. Puesto que la mayoría de las fases intermedias tienen estructura cristalina

compleja es de esperar que ellas tiendan a ser duras y frágiles.

BIBLIOGRAFÍA

- Phase Diagrams in Metallurgy. F. N. Rhines, Mac Graw Hill 1956. - Metalurgia Física para Ingenieros. A. G. Guy, Addison Wesley 1965. - Alloy Phase Equilibria. A. Prince, Elsevier Publishing Company 1966.

Este apunte ha sido revisado y corregido en el año 2011 por Dr. Ing. Ernesto G Maffia Jefe de Trabajos Prácticos, a partir de la versión original realizada por Dr. Ing. Alfredo C González y el Ing. Julio C Cuyas.