http://www2.ing.puc.cl/icmcursos/metalurgia/apuntes/cap2/22/224/

EL DIAGRAMA Fe-C

La adición de elementos de aleación al hierro influye en las temperaturas a que se producen las transformaciones alotrópicas. Entre estos elementos, el más importante es el carbono.

El diagrama hierro-carbono, aun cuando teóricamente representa unas condiciones metastables, se puede considerar que en condiciones de calentamiento y enfriamiento relativamente lentas representa cambios de equilibrio.

En el diagrama aparecen tres líneas horizontales, las cuales indican reacciones isotérmicas. La parte del diagrama situada en el ángulo superior izquierdo de la figura se denomina región delta. En ella se reconocerá la horizontal correspondiente a la temperatura de 1493ºC como la típica línea de una reacción peritéctica. La ecuación de esta reacción puede escribirse en la forma.

La máxima solubilidad del carbono en el hierro delta (de red cúbica centrado en el cuerpo) es 0,10 % de C, mientras que el Fe gamma (de red cúbica centrado en las caras) disuelve al carbono en una proporción mucho mayor. En cuanto al valor industrial de esta región es muy pequeño ya que no se efectúa ningún tratamiento térmico en este intervalo de temperaturas.

La siguiente línea horizontal corresponde a una temperatura de 1129ºC, esta temperatura es la de solidificación del eutéctico. y la reacción que en ella se desarrolla es:

La mezcla eutéctica, por lo general, no se ve al microscopio, ya que a la temperatura ambiente la fase gamma no es estable y experimenta otra transformación durante el enfriamiento.

La última línea horizontal, se presenta a los 722ºC, esta línea corresponde a la temperatura de formación del eutectoide, y al alcanzarse en un enfriamiento lento la fase gamma debe desaparecer. La ecuación de la reacción eutectoide que se desarrolla puede expresarse por:

En función del contenido de carbono suele dividirse el diagrama de hierro-carbono en dos partes: una que comprende las aleaciones con menos del 2 % de carbono y que se llaman aceros, y otra integrada por las aleaciones con más de un 2 % de carbono, las cuales se llaman fundiciones. A su vez, la región de los aceros se subdivide en otras dos: una formada por los aceros cuyo contenido en carbono es inferior al correspondiente a la composición eutectoide (0,77 %C) los cuales se llaman aceros hipoeutectoides, y la otra compuesta por los aceros cuyo contenido se encuentra entre 0,77 y 2 %, y que se conocen por aceros hipereutectoides.

http://www2.ing.puc.cl/icmcursos/metalurgia/apuntes/cap1/

1. SOLIDIFICACIÓN 1.1. Introducción

En general, los productos metálicos se originan en una primera etapa en estado líquido, luego del cual se pasa al estado sólido mediante moldes o por colada continua. El proceso de solidificación es determinante para la calidad del producto final, porque si el material queda defectuoso en esta etapa, será muy difícil efectuar las correcciones en el procesamiento posterior.

Defectos frecuentes de la etapa de fusión y solidificación son:  

porosidades microgrietas inclusiones no metálicas segregación de elementos de aleación formas de granos muy heterogéneas (por ejemplo: granos muy

alargados y granos pequeños) rechupes, (huecos debidos a la contracción del metal líquido al

solidificarse y que no han sido llenados por más metal líquido).

La obtención de un producto sano por solidificación no es simple y requiere un profundo conocimiento acerca de la relación entre diferentes variables que veremos en este capítulo.

1. SOLIDIFICACIÓN 1.2. Nucleación

  La transformación de líquido a sólido ocurre en dos etapas. La primera, es la nucleación de la fase sólida en la fase líquida, donde se genera una

superficie sólido-líquido que tiene una energía de superficie  (energía por unidad de superficie) y, la segunda, se refiere al crecimiento de estos núcleos a medida que desciende la temperatura. Por lo tanto, durante la solidificación coexisten ambas fases, sólida y líquida.

La relación entre las velocidades de nucleación y crecimiento determinará la forma y el tamaño de los granos del sólido resultante.

La velocidad de nucleación  se puede expresar por:

(1)

donde :

(2)

El primer término de (2) corresponde al calor latente de solidificación, y el segundo término corresponde al grado de sobreenfriamiento T-TE.

G* proviene de la barrera de energía necesaria para vencer la resistencia a la formación de una superficie entre el líquido y el sólido.

ED proviene de la barrera de energía que existe para producir la difusión de átomos que deben desplazarse para ubicarse ordenadamente en el nuevo núcleo cristalino.

Las anteriores resistencias a la nucleación exigen un sobreenfriamiento para que se inicie el proceso de solidificación; el sobreenfriamiento será mayor para una nucleación homogénea, es decir, aquella por la cual se forma un núcleo en el seno mismo del líquido. Por otra parte, la nucleación heterogénea está caracterizada por la formación de núcleos sobre superficies sólidas existentes como paredes del molde o partículas sólidas en suspensión. El diagrama Temperatura (T) v/s tiempo (t) tendrá la siguiente forma para la solidificación de un metal puro:

Una característica importante de la cristalización de los sólidos es que a presión constante poseen una temperatura característica de equilibrio sólido/líquido, TE. Solamente a esta temperatura existe el equilibrio, por lo tanto, podemos decir que las energías libres del sólido y del líquido son iguales. A una temperatura mayor a TE la fase líquida posee una energía libre menor que la fase sólida siendo, por lo tanto, la fase estable. Análogamente, a temperatura menor a TE la fase sólida posee una energía libre menor que la fase líquida, luego, la fase estable es la sólida.

Cabe señalar que si el líquido se enfría a una temperatura menor que TE no se produce la cristalización en forma inmediata, se requiere de un cierto grado de sobreenfriamiento para que el proceso de solidificación

comience. Como se muestra en la Figura 1.2-1:  

El líquido es enfriado hasta TE , corresponde a la zona a. El líquido debe ser sobreenfriado en una cantidad T para

comenzar la nucleación. El T será mayor para nucleación homogénea, (curva b), que para nucleación heterogénea, (curva c).

Si continúa el crecimiento de los núcleos, se eleva la temperatura hasta TE , producto del calor latente de solidificación, y de esta manera se mantiene constante esta temperatura. Esto coincide con lo establecido en la regla de las fases de Gibbs. Cuando la solidificación termina y ya no hay más calor latente entregado al sistema, la temperatura de sólido comienza a descender, zona d.

Cuando se aplica la regla de las fases de Gibbs al período de tiempo en que coexisten sólido y líquido, L = 1 + 1 - 2 = 0 , se observa que la solidificación debe ser a temperatura constante, por consiguiente, el sobreenfriamiento inicial desencadena el proceso de nucleación de sólidos, para luego elevarse la temperatura y el resto del proceso de solidificación ocurre a temperatura constante.

1. SOLIDIFICACIÓN 1.3 Crecimiento de los núcleos Una vez formados los núcleos, un cierto número de ellos crecerá. El crecimiento depende del cambio de energía libre, ( Gs), que ocurre en la interfase cuando un número NA de átomos se agrega como una nueva capa a los N átomos que ya pertenecen al sólido. Gs es función de los siguientes parámetros o variables:

Gs = f ( Sf , g ( NA , N ), TE ) (3)donde: Sf = entropía de fusión del material TE = temperatura de la transformación (K) g ( NA , N ) = factor de probabilidad

El crecimiento de los núcleo puede ser: según caras planas o "faceted". según caras irregulares o "non faceted".

Si Sf 2R, entonces Gs adquiere un valor mínimo para  . Esta situación produce crecimiento con superficie irregular a escala atómica , es decir, non faceted, en los cuales las superficies tienden a cubrirse con nuevos átomos sólo en un 50 %.

Si Sf > 2R, entonces Gs alcanza mínimos para fracciones NA /N

cercanos a 0 ó a 1; obviamente el cristal crecerá cuando  y no cuando es cercano a 0, el núcleo crecerá por capas completas, generando superficies planas o faceted, con planos cristalográficos característicos.

Los metales, normalmente, tienen Sf 2R, por lo tanto, su crecimiento será irregular o non faceted, y sus cristales presentarán superficies externos de formas irregulares. En cambio, los metaloides como el Bi, Ga, Sb, As y los semiconductores Si, Ge tienen Sf > 2R y crecen con caras planas o faceted, observándose en ellos el típico aspecto "cristalino".

1. SOLIDIFICACIÓN

1.4 Crecimiento estable e inestable de cristales metálicos La forma de crecimiento de un sólido en un líquido depende del gradiente de temperatura delante de la interfase sólido-líquido, (S-L). Como se señaló anteriormente, para producir solidificación es necesario sobreenfriar el líquido bajo la temperatura de fusión Tf ; al formarse una cierta cantidad de sólido se expulsa calor latente el cual eleva la temperatura de la interfase S-L produciéndose alguna de las siguientes situaciones: Gradiente positivo de temperatura delante de la interfase S-L, (Figura 1.4-1).

Cuando se tiene un gradiente de temperatura positivo el calor debe ser extraído por el sólido. El movimiento de la interfase es controlado por la cantidad de calor removido a través del sólido. Además la interfase debe ser isotérmica y moverse con velocidad uniforme. Si una protuberancia de sólido avanza hacia el líquido ésta se encuentra con líquido sobrecalentado y se disuelve. Se produce así un crecimiento con una interfase de forma plana o redondeada, pero sin protuberancias.

Nota: Un frente de solidificación plano no tiene nada que ver con el crecimiento de caras planas o faceted    

Gradiente negativo de temperatura delante de la interfase S-L. Cuando se tiene un gradiente de temperatura negativo el calor puede ser extraído tanto por el sólido como por el líquido, por lo tanto, el movimiento de la interfase no es controlado por la cantidad de calor removido a través del sólido. Al desencadenarse el proceso de solidificación se desprende calor latente que eleva la temperatura de la interfase S-L, de esta manera es posible que delante de la interfase se genere un gradiente negativo de temperatura (Figura 1.4-2). Si una protuberancia sólida avanza, se encontrará con líquido sobreenfriado y ésta tenderá a crecer aún más hacia el interior del líquido. Por lo tanto, la interfase S-L avanzará con protuberancias puntiagudas llamadas dendritas (forma de árbol), de esto se deduce que la interfase plana es inestable en este caso.

El crecimiento de las dendritas no es simplemente el avance de alguna protuberancia en la interfase. Los brazos de las dendritas crecen en ciertas direcciones cristalográficas específicas, determinadas por la estructura cristalográfica de cada metal:

Estructura Cristalina

Dirección de los brazos de dendritas

FCC < 100 >

BCC < 100 >

HCP < 10T0 >

Tabla 1.

1. SOLIDIFICACIÓN 1.5 Redistribución del soluto en la solidificación de aleaciones Dependiendo de la velocidad de enfriamiento se presentan dos tipos de solidificación: Si la solidificación es extraordinariamente lenta, ésta ocurre según el diagrama de equilibrio de fases. En la práctica la velocidad de enfriamiento es mayor a la ideal y por ello se produce una distribución inhomogénea del soluto en el sólido, esto es conocido como segregación.

Primer caso

Para el equilibrio de enfriamiento de una aleación de composición C0, Figura 1.5-1, consideraremos que no hay barreras para la nucleación de la fase sólida, es decir, que no será necesario un sobreenfriamiento de la fase líquida para que ésta comience, y que el enfriamiento será lo suficientemente lento como para permitir que los gradientes de concentración cambien suavemente.

A T1 el primer sólido que nuclea tiene composición C1s , (cabe señalar que esta es la

composición del sólido que se encuentra en equilibrio con el líquido C0 o C1L a

temperatura T1 ). Al disminuir la temperatura el líquido continúa enriqueciéndose en B y va aumentando el tamaño de los núcleos, (crecimiento), por adición sucesiva de nuevas unidades cristalinas que contienen proporciones mayores del metal disuelto. Por ejemplo a temperatura T2 la composición del sólido es C2

s y la del líquido C2L. La

solidificación prosigue hasta que la última gota del líquido, de composición C3L,

solidifique a temperatura T3 en un sólido de composición C3s. De este modo, bajo las

condiciones de enfriamiento en equilibrio la composición final del sólido es uniforme, y es exactamente igual a la composición del líquido del cual se comenzó.    

Segundo caso

Un proceso de enfriamiento normal se realiza en unos pocos minutos o a lo más unas pocas horas, por lo cual las condiciones de equilibrio no se logran. Al solidificar el metal se producen gradientes de concentración que no logran equilibrarse debido al insuficiente tiempo del que se dispone.

A T1 el primer sólido que nuclea tiene composición C1s, Figura 1.5-2. Al bajar la

temperatura, en los casos reales, la velocidad de enfriamiento es relativamente rápida y no hay tiempo de homogeneizar la composición del sólido, ya que la difusión en este estado es más lenta que en la líquida, por consiguiente hay un gradiente de concentración de soluto entre las partes que solidificaron primero y las que lo hicieron al final. Debido a lo anterior, el promedio de concentración de soluto en el sólido seguirá la línea de trazos, y a T3 todavía quedará líquido aún cuando, en equilibrio éste debería haber desaparecido y la composición promedio del sólido será inferior a C0. Por tanto la solidificación continuará hasta que la composición promedio del sólido se a igual a C0, esto ocurre a temperatura T5, y el sólido formado tendrá concentraciones de soluto mayores que C0, debido a la gran concentración de soluto en el líquido hacia el final de ésta.

Debido a los gradientes de concentración de soluto, el ataque superficial de la muestra metalográfica presenta diferencias de tonalidades, Figura 1.5-3. Especialmente notable es la fuerte acumulación de soluto en el sólido formado al final del proceso, lo que produce una coloración muy destacada de estas zonas.

La segregación de soluto, que se observa en la Figura 1.5-3, genera en las regiones solidificadas al final, zonas de menor punto de fusión que el esperado para la aleación; esto es peligroso si se hacen tratamientos térmicos posteriores, porque ciertos lugares pueden llegar aún al punto de fusión. Esta segregación puede reducirse mediante un tratamiento de homogenización, que consiste en calentar por tiempo prolongado la pieza sólida, para que por difusión se homogenice el contenido de soluto. Como este proceso es caro, se realiza sólo si se justifica.

La variación en la composición de una estructura segregada entre los centros y bordes de los granos depende de la velocidad de enfriamiento, la separación entre curvas sólidus y líquidus, y la composición inicial de la aleación. De lo anterior se deduce que el gradiente de concentración crece con la velocidad de solidificación y con el aumento de la separación entre curvas sólidus y líquidus.

1. SOLIDIFICACIÓN 1.6 Solidificación de aleaciones. Inestabilidad en la interfase sólido-líquido Para este análisis usemos un modelo simplificado de solidificación unidireccional, ver Figura 1.6-1 y Figura 1.6-2. Supongamos una aleación de composición C0, el primer sólido que solidifica tiene una composición Cs < C0 y rechaza soluto a la interfase, enriqueciendo la fase líquida.

Consideremos que la fase sólida avanza en un molde estrecho con una velocidad de crecimiento controlada por el la velocidad de extracción de calor desde el extremo sólido. El rechazo del soluto hacia el líquido y el gradiente de temperatura existente en la interfase están expresados esquemáti-camente en la Figura 1.6-1 (b). Al continuar la solidificación, el sólido se enriquece en soluto, pero sigue conteniendo menos soluto que C0, por tanto continua expulsando soluto al líquido. Llega un instante en que el sólido alcanza la composición C0 y la solidificación continua a T = Ti, el exceso de soluto se acumula en la interfase S-L.

El soluto rechazado intenta redistribuirse en el líquido por difusión lejos de la interfase, pero a menos que la velocidad de crecimiento del cristal sea extremadamente lenta lograremos un gradiente de concentración bastante pronunciado en la interfase, ver Figura 1.6-2 (a).

En la interfase S-L coexisten en equilibrio: sólido de composición C0 y líquido de composición C0/k, siendo k = CS / CL , a medida que nos alejamos de la interfase, en la dirección del líquido, la composición de éste disminuye en soluto y por tanto su temperatura de solidificación aumenta desde Ti hasta To. La Figura 1.6-2 (b) muestra la variación de Tliquidus con la distancia en el líquido y muestra también dos posibles curvas de distribución de temperaturas reales en el líquido, G1 y G2. Si el gradiente de temperatura en el líquido es grande (G1 ), la interfase avanza en forma estable sin protuberancias. por otro lado, si el gradiente de temperatura es pequeño (G2), el líquido

de la zona achurada queda sobreenfriado, éste se llama sobreenfriamiento constitucional. Si una protuberancia crece en la interfase S-L, ésta encontrará líquido sobreenfriado y tenderá a crecer aún más, produciéndose así un crecimiento inestable del sólido. El avance máximo de la protuberancia corresponde a la longitud de la zona de sobreenfriamiento constitucional, la cual normalmente puede variar entre 0,1 y 1 mm. Si esta zona es pequeña se produce un crecimiento tipo celular, Figura 1.6-3, con los bordes entre celdas más ricos en soluto que la región central, estos bordes quedarán destacados cuando se ataque con ácido una superficie pulida, Figura 1.6-4.

Si la zona sobreenfriada es más larga, se produce un crecimiento celular-dendrítico o dendrítico. Debido a la mayor concentración de soluto del líquido que solidifica al final, las regiones interdendríticas quedarán dibujadas y visibles para la observación metalográfica.

El estado final para un latón 70-30 fundido se muestra en la Figura 1.6-5, en ésta se observa segregación de soluto que dibuja el desarrollo dendrítico de la solidificación.

Utilizando el modelo de la barra solidificada unidireccionalmente, la Figura 1.6-6, muestra como la deshomogeneidad de la distribución de soluto (macro-segregación) crece desde la forma de solidificación estable con frente plano, siguiendo con el crecimiento celular hasta el crecimiento dendrítico.

La zona de SEC, es decir, de sobreenfriamiento constitucional, crece con las siguientes condiciones de solidificación:

Cuando G disminuye, Figura 1.6-2 (b) Cuando la velocidad de solidificación R (=lp /t*) aumenta Cuando el contenido de soluto en la aleación aumenta.

Una mayor zona de SEC fomenta la formación de crecimiento dendrítico, por tanto, las anteriores variables, (gradiente en el líquido, velocidad de solidificación y contenido de soluto), se han relacionado en la Figura 1.6-7, para mostrar las combinaciones que producen crecimiento dendrítico, celular y plano.

Los brazos secundarios en un crecimiento dendrítico tienden a engrosarse y disminuir en número al aumentar el tiempo local de solidificación.

Siendo ls el espaciamiento entre dendritas secundarias, que es equivalente al tamaño de grano en piezas laminadas, se tiene que:

Si t* aumenta, entonces ls también aumenta. Si ls disminuye, la resistencia mecánica aumenta. Si ls aumenta, se obtendrá un material más blando.

Es importante destacar que la microsegregación en el sólido está determinada por el espaciamiento entre dendritas secundarias.

Por otra parte, los diferentes tipos de crecimiento también afectan la macrosegregación, es decir, diferencias de concentraciones de soluto en distancias grandes del sólido.1. SOLIDIFICACIÓN 1.7 Estructuras características de lingotes Los lingotes nunca son usados directamente en aplicaciones comerciales, es decir, son productos intermedios, destinados a ser transformados en otros productos, mediante deformación plástica, tales como: barras, tubos, planchas, alambres y perfiles. Los procesos usuales para obtener estos productos son: Laminado en caliente y en frío Forja Extrusión Trefilación. La calidad de un lingote para su posterior conformado plástico depende de dos características principales: El tipo de grano, es decir, la forma, el tamaño y la orientación de éstos. La ubicación y distribución de deshomogeneidades de composición.

En la estructura del lingote, Figura 1.7-1, pueden distinguirse tres zonas, dependiendo del tipo de grano que se ha desarrollado durante el enfriamiento y su ubicación, como son:

a. Zona Chill b. Zona Columnar c. Zona de Granos Equiaxiales d. Zona Chill

Corresponde a una zona de enfriamiento rápido. Ésta se forma en la superficie del molde debido al gran sobreenfriamiento que sufre el metal líquido al entrar en contacto con el molde frío. Debido a esto la nucleación será heterogénea y su velocidad rápida, produciendo una abundante nucleación de cristales pequeños más o menos equiaxiales y de crecimiento dendrítico.

La extensión de la zona chill depende de las varias condiciones tales como:

e. Material del molde f. Temperatura del líquido al verterlo en el molde g. Temperatura del molde h. Conductividad térmica del molde

Cuando el líquido está sobrecalentado y las paredes del molde están frías, la zona chill será estrecha, pero si el líquido es vaciado al molde a una temperatura levemente superior a la de solidificación, habrá una zona más amplia de líquido sobreenfriado produciéndose más nucleación, y por lo tanto, la zona chill será más ancha. De aquí podemos deducir que: la zona chill decrece con la mayor temperatura del metal líquido (sobrecalentamiento) y con el precalentamiento del molde; si estas condiciones de temperatura se extreman, la zona chill puede hacerse imperceptible.

i. Zona Columnar

Se origina en aquellos granos de la zona chill, continuando su crecimiento hacia el centro del lingote, pues están favorablemente orientados para crecimiento rápido, como se muestra en la Figura 1.7-2.

En metales FCC y BCC las direcciones de crecimiento rápido de las dendritas son las de la familia <100>; se desarrollarán más aquellos granos con direcciones de crecimiento rápido paralelas a la dirección de extracción de calor. La existencia de una zona columnar produce orientaciones preferenciales de los cristales en el lingote y por consiguiente produce anisotropía de las propiedades mecánicas, lo que hace indispensable la deformación plástica posterior. Es importante destacar que el crecimiento de los granos columnares no es sólo en su longitud, sino también según su diámetro y que los bordes de grano recogen impurezas.

Zona central de granos equiaxiales El líquido de la región central puede sobreenfriarse tanto por efectos térmicos así como por sobreenfriamiento constitucional; de esta manera se desarrolla una zona central de granos equiaxiales.

En las aleaciones es importante el SEC, pues promueve el desarrollo de la zona equiaxial central. Este sobreenfriamiento se produce cerca del centro del lingote debido a que:

Algunos cristales formados en la zona chill son barridos desde las paredes del molde por corrientes de convección hacia el interior del lingote. Si la temperatura de vaciado del líquido es baja estos cristales no serán completamente refundidos y servirán como cristales-semillas en la parte central del lingote. En aleaciones la dendritas celulares de la zona columnar crecen con una gradiente de concentración. Las desomogeneidades químicas permiten que algunos brazos secundarios o terciarios de las dendritas se separen de la rama principal y sean barridos hacia el centro del lingote por corrientes de convección.

1. Existe una tercera posible forma de generación de la zona equiaxial, la cual señala que esta zona se puede formar por la precipitación de pequeños cristales desde la cara superior del lingote donde el líquido ha sido emfriado por pérdidas de calor por radiación.

La Figura 1.7-4 muestra diferentes lingotes de una aleación cobre-aluminio de distinto grado de pureza, en los cuales se observa que la proporción de granos columnares se reduce considerablemente respecto a los granos equiaxiales: con menor sobrecalentamiento del líquido y con mayor nivel de soluto de cobre en el de aluminio, estas condiciones producen un refinamiento de los granos del lingote.

El menor sobrecalentamiento implica un gradiente menor de temperatura en el líquido que es enfriado, por tanto la nucleación de granos sólidos se inicia en todas partes del lingote, lográndose así un grano final más fino. Con mayor nivel de soluto de Cu la diferencia entre T0 y Ti, Figura 1.6-2 (b), es mayor y una región más amplia queda con sobreenfriamiento constitucional, esto incrementa la zona de nucleación simultánea produciendo así un refinamiento del grano.

Para disminuir o eliminar la zona columnar en la colada continua se ha ensayado la aplicación de un campo magnético que agite el líquido, y que por ende quiebre los brazos dendríticos y forme nuevos núcleos.

La segregación de soluto puede aún llevar a la formación de segundas fases en aleaciones que en sí son monofásicas, ejemplo de esto se ve en la Figura 1.7-5 (a), en una aleación Cu-5%at Sn; la segunda fase puede ser eliminada mediante un recocido de homogenización, Figura 1.7-5 (b), pero este proceso es caro porque se efectúa a alta temperatura y por tiempo prolongado.

1. SOLIDIFICACIÓN 1.8 Solidificación de eutécticos La solidificación, en enfriamiento lento, sigue las reglas de los diagramas de fases ya conocidas, que son: Completa miscibilidad en estado líquido y miscibilidad parcial en estado sólido. Las líneas liquidus y solidus tiene un coeficiente de partición menor a la unidad. Las dos líneas liquidus se juntan en el punto eutéctico E, a través de este punto se dibuja una isoterma que conecta las soluciones sólidas terminales.

Cuando una aleación de composición eutéctica E comienza a solidificar hay tres fases presentes: una fase líquida, L, y dos soluciones sólidas, y . La solidificación del líquido eutéctico comienza con la deposición simultánea de las soluciones sólidas y , de composición C y D respectivamente, la temperatura permanece invariante hasta que todo el líquido haya solidificado, lo que se explica mediante la regla de las fases de Gibbs. Bajo la línea eutéctica se encontrarán dos fases sólidas, y , teniéndose nuevamente un grado de libertad lo que permite que la temperatura continúe disminuyendo.

En cambio, una aleación de composición F comienza a solidificar a T0. Las dendritas de aumentan desde T0 hasta TE. A una temperatura levemente superior a TE hay :

Dendritas de : de composición C, con %( ) = (EF / CE) x 100

Líquido: de composición eutéctica, con %(liq) = (CF / CE) x 100

Los compuestos formados en la zona delimitada por las líneas liquidus y la isoterma del eutéctico y las líneas solidus se conocen como compuestos proeutécticos.

Al enfriar por debajo de TE, todo el líquido solidifica como eutéctico, las fases y solidifican estrechamente ligadas entre sí. Esto ocurre en diversas formas que se muestran en la Figura 1.8-2.

Por otra parte, en una aleación de composición G, se observa que: si el enfriamiento es lento, se obtendrá una solución sólida homogénea; en cambio, si el enfriamiento es bajo condiciones normales, i.e. rápido, existirá material eutéctico entre granos de solución sólida , debido a la segregación interdendrítica.

El diagrama temperatura-tiempo para el enfriamiento de una aleación de composición C a partir del líquido se muestra en la Figura 1.8-3:

A la temperatura eutéctica TE, la reacción es isotérmica porque de acuerdo a la regla de las fases de Gibbs la transformación tiene 0 grados de libertad a presión constante:

L = 2 + 1 - 3 = 0 (p = cte.)

Entre T0 y TE la formación de fase sólida retarda el enfriamiento por la entrega de calor latente que se produce con el paso de líquido a sólido.    

Las Figuras 1.8-4, 1.8-5, 1.8-6, 1.8-7 y 1.8-8 muestran diagramas de fases y microestructuras: hipoeutécticas, hipereutécticas y eutécticas de diversos sistemas de aleaciones.

   

De las figuras anteriores se puede concluir que hay diversos tipos de eutécticos: laminar, de barras, globular y acicular.

La forma del eutéctico dependerá en gran medida de la energía de superficie,  , entre la fase y la :

Si  es independiente de la orientación de la interfase, el eutéctico tiende a ser de barras.

Si  depende de la orientación de la superficie respecto de las direcciones cristalográficas de ambas fases, entonces el eutéctico es laminar.

El eutéctico globular minimiza el  creado, (mayor volumen de fase por menor área). En el eutéctico acicular la matriz crece non-faceted y la fase acicular en forma faceted, ejemplo de esto es la aleación Al-Si, Figura 1.8-9. Los eutécticos laminar y de barras se forman cuando ambas fases son del tipo non-faceted, su velocidad de crecimiento es controlada por la difusión del soluto en el líquido, esto ocurre porque al formarse las dos fases sólidas, ( y ), se produce una fuerte redistribución de soluto. El movimiento de este último se produce por difusión en el líquido, delante de la interfase sólido-líquido, como se muestra en la Figura 1.8-10. Además es conveniente destacar el hecho que crecen con menor sobreenfriamiento que el globular, el cual requiere múltiples nucleaciones.

   

Al aumentar la extracción de calor se disminuye el espaciamiento interlaminar ( ), esto permite incrementar la velocidad de solidificación del líquido eutéctico. Lo anterior se explica porque la difusión controla el avance de la interfase S-L, a una temperatura constante se puede lograr mayor velocidad de solidificación acortando la distancia de difusión y correspondientemente " ".

Se ha encontrado en eutécticos solidificados unidireccionalmente que :

El desarrollo de eutécticos sigue las etapas de nucleación y crecimiento. Usualmente nuclea una de las fases, por ejemplo , sobre ésta nuclea la fase y adicionalmente mediante un puente de fase se genera la segunda capa , Figura 1.8-11. Lo anterior podría hacer innecesaria la nucleación, ya que el crecimiento del eutéctico se puede llevar a cabo mediante puentes de fases.

  El crecimiento de un eutéctico es aproximadamente igual en todas direcciones formándose así colonias eutécticas más o menos esféricas como se puede apreciar en la Figura 1.8-12.

1. Fundiciones de fierro

Por su importancia industrial se analizará con más detalle la solidificación del fierro fundido y para esto es esencial observar el diagrama de fases Fe-C.

Se definirán a continuación los nombres que han asignado a las estructuras que aparecen en este diagrama:

Cementita o carburo de hierro contiene 6,67% de C en peso y su fórmula química es Fe3C. Es un compuesto típicamente duro y frágil de baja resistencia tensil, pero de alta resistencia compresiva. Es la estructura más dura que aparece en el diagrama. Su estructura cristalina es ortorrómbica.

Austenita es el nombre dado a la solución sólida . Es una solución sólida intersticial de carbono disuelto en hierro (FCC). Su máxima solubilidad es del 2% de C. Generalmente no es estable a temperatura ambiente, salvo bajo ciertas condiciones especiales.

Ledeburita es la mezcla eutéctica de austenita y cementita. Contiene 4,3% de C y se forma a temperatura eutéctica.

Ferrita es el nombre dado a la solución sólida . Es una solución sólida intersticial de una pequeña cantidad de carbón disuelta en hierro (BCC). La máxima solubilidad que tiene es 0,025% de C, a temperatura eutectoide, y a temperatura ambiente disuelve 0,008% de C.

Perlita es el nombre que recibe la mezcla eutectoide que contiene 0,8% ce C y se forma temperatura eutectoide en enfriamiento lento. Es una mezcla muy fina tipo laminar de ferrita y cementita.

La base o matriz ferrítica blanca que forma la mayor parte de la mezcla eutectoide contiene delgadas placas de cementita.

Las fundiciones de fierro son aleaciones de Fe con 2 a 4% de C y usualmente con 1% de Si. Una aleación de Fe 3% C puede solidificar según el diagrama de fases de equilibrio, i.e. Fe-grafito, o según el diagrama metaestable, Fe- Fe3C (cementita).

Si la velocidad de extracción del calor es grande producto de un enfriamiento brusco, la solidificación se completa con el eutéctico Fe-Fe3C llamado ledeburita, el producto final se denomina fundición blanca, ésta se caracteriza por su color blanco y por ser bastante dura. La ledeburita consiste en láminas alternadas de austenita y Fe3C (cementita).

Si la composición es hipoeutéctica, por ejemplo 3% deC, primero se forman dendritas non faceted de austenita proeutéctica, al llegar a la temperatura eutéctica, (1135 ºC), el líquido restante solidifica como eutéctico de austenita-Fe3C (ledeburita). Cuando se continúa el descenso de la temperatura y se baja de la temperatura eutectoide, (728 ºC), la austenita se transforma en perlita. A menor temperatura no queda austenita sino que toda ella se ha transformado en perlita, Figura 1.8-15 (a).

Si la composición es hipereutéctica, sobre la temperatura eutéctica se forman dendritas (faceted) de Fe3C y al descender bajo la temperatura eutéctica finalmente solidifica la ledeburita que forma la matriz; igual que en el caso anterior la austenita se transforma en perlita al descender bajo la temperatura eutectoide, Figura 1.8-15 (b).

Algunos elementos de aleación como el Cromo, (Cr), promueven la formación de fundición blanca.

El eutéctico de solidificación lenta crece como colonias de austenita con grafito, Figura 1.8-16 (a) y (b). Se forma así fundición gris. La presencia de silicio, Si, también promueve la fundición gris. Si se ataca fuertemente la superficie pulida de una fundición gris se observa con microscopio electrónico de barrido placas de grafito interconectadas entre sí Figura 1.8-16 (c); el eutéctico se constituye con las placas de grafito y entre ellas la austenita; a su vez la austenita se transformará en perlita cuando la temperatura descienda de la eutectoide.

La adición de Cesio, (Ce), o Magnesio, (Mg), a la fundición gris, i.e. Fe-grafito, altera fuertemente la morfología del grafito, en vez de crecer en placas va tomando formas cada vez más redondeadas; con 0,13% en peso de Mg el grafito forma nódulos por lo cual la fundición se llama nodular, Figura 1.8-17. Esta fundición tiene grandes ventajas sobre la gris:

Mayor tensión de ruptura Mayor resistencia al impacto La fundición nodular es competitiva con aceros fundidos. La

forma esférica del grafito evita la concentración de tensiones en los bordes o en las aristas agudas.

1. Aleaciones Aluminio-Silicio, Al-Si

Otro eutéctico de importancia tecnológica es el de la aleación Al-Si. El Silicio se desarrolla en forma faceted. Cuando el crecimiento se efectúa a baja velocidad, la fase Si se desarrolla con formas geométricas más regulares

Si se agrega Na a la aleación el Silicio toma forma de fibras más cortas aumentando la ductilidad de la aleación Figura 1.8-18 (a).

1. SOLIDIFICACIÓN 1.9 Solidificación de peritécticos A una temperatura levemente superior a Tp, una aleación C0 contiene aproximadamente ¼ p y ¾ Lp, a Tp se produce la reacción peritéctica y aparece la fase , por consiguiente habrá tres fases presentes. A una temperatura levemente inferior a Tp desaparece y queda aproximadamente 50% p y 50% Lp.

  La Figura 1.9-2 muestra el diagrama temperatura-tiempo para la solidificación de C0, con la transformación peritéctica a temperatura constante, (regla de las fases de Gibbs: L = 2 + 1 - 3 = 0).

Sin embargo, en la práctica, la solidificación ocurre en forma algo diferente, la disolución de la fase sólida requiere de tiempo, lo que se puede lograr sólo con enfriamientos muy lentos. Normalmente la solidificación se efectúa rápido y no se logran las condiciones de equilibrio.

Al ocurrir la transformación peritéctica, la fase nuclea y crece en torno a los dendritas de proeutéctica disolviendo algo de la fase , i.e. no toda; para es más favorable nuclear heterogéneamente en torno a las dendritas de que en el líquido. La fase queda así rápidamente aislada del líquido por la fase que la rodea y se corta la reacción peritéctica. Al bajar aún mas la temperatura la única solidificación que ocurre es más .

La Figura 1.9-4 muestra la importante aleación 65%Sn-35%Cu: la fase gris corresponde a dendritas de ; éstas están recubiertas de fase blanca , el resto que se ve obscuro es eutéctico que se produce a 227 °C.

1. SOLIDIFICACIÓN

1.10 Reacciones en los Diagramas de Fases

Figura 1. Reacción Eutéctica L s + s

Figura 2. Reacción Peritéctica L + s s

Figura 3. Reacción Eutectoide s s + s

Figura 4. Reacción Peritectoide s + s s

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION Cuando se deforma plásticamente un metal a temperaturas bastante inferiores a la de su punto de fusión, se dice que el metal ha sido trabajado en frío. La mayor parte de la energía empleada en esta deformación se disipa como calor, almacenándose una pequeña fracción como energía de deformación. Ésta última se acumula en forma de dislocaciones y de defectos puntuales, por ejemplo: ruptura de enlaces y vacancias. Como el aumento de densidad de dislocación no es pareja, se producen zonas de mayor densidad, lo que lleva a la generación de celdas.

Cuando se calienta este material ocurren dos procesos que disminuyen la energía interna almacenada:

Recuperación Recristalización Además de los procesos antes mencionados y dependiendo del tiempo y de la temperatura a la que se caliente el material, puede presentarse un tercer proceso denominado crecimiento de grano, éste ocurre cuando se continúa el recocido luego de completarse la recristalización.2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION 2.1 RECUPERACION La recuperación es la primera etapa del proceso de recocido. Por una parte, con mayor temperatura se produce el alivio de esfuerzos internos causados por el trabajo en frío, (tensiones residuales), y por otra parte, se producen cambios microestructurales que se detallan más adelante..

La recuperación comprende una serie de fenómenos que ocurren a temperaturas más bien bajas, con respecto a la temperatura de fusión del material, entre los que se pueden destacar:

Aniquilación de defectos puntuales Poligonización Caída de la resistividad eléctrica (R) La aniquilación de defectos puntuales consiste en la difusión, mediante la adición de calor, de las vacancias hacia las dislocaciones y bordes de granos, así se logra disminuir su cantidad hasta el número de equilibrio a la temperatura correspondiente.

La poligonización consiste en la readecuación de un cristal flexionado para la cual éste se descompone en cierto número de pequeños segmentos cristalinos con leves diferencia de orientación íntimamente ligados, logrando que las dislocaciones se redispongan en una configuración de menor energía, formando subgranos y bordes de grano de ángulo pequeño.

La caída de la resistividad eléctrica (R) se ve afectada por las vacancias, cuyo campo de deformaciones interfiere con el flujo de los electrones; al disminuir el número de vacancias disminuye, también, R.

En la Figura 2.1-1 se observa el comportamiento de R para un alambre de cobre, (curva superior), en ella se aprecian grandes caídas de la resistividad que se deben a entregas de calor correspondientes a transformaciones al interior de material; paralelamente se han registrado los calores entregados cuando ocurren cambios en la estructura interna del metal, (curva inferior), la cumbre de esta última define la región de recristalización del Cu.

Para recocidos a temperaturas más bien altas, las dislocaciones comienzan a agruparse y a rediponerse y a redisponerse por medio de ascenso en configuraciones de menor energía, por ejemplo, las dislocaciones entrelazadas desordenadamente, se disponen en hexágonos formando subgranos, ver Figura 2.1-2 y 2.1-3.

Nota: en el hierro la temperatura a la cual ocurren estos fenómenos depende fuertemente de su pureza, puede comenzar en el rango de 50 a 200 °C y completarse a alrededor de 500 °C.

Un cristal flexionado plásticamente debe tener un exceso de dislocaciones de borde positivas que quedan a lo largo de planos deslizantes activos; en la Figura 2.1-4 (a) se aprecia una configuración de dislocaciones de alta energía de deformación, mientras que la Figura 2.1-4 (b) muestra una disposición de baja energía de deformación, en este caso las dislocaciones corren en dirección normal a los planos de deslizamiento, generando límites de grano de ángulo pequeño. Este fenómeno requiere de abundante difusión atómica y por tanto de temperaturas relativamente elevadas, por ejemplo, en el caso de un cristal de Fe 3,25% Si este proceso se desarrolla entre 700 y 925 °C.

Cuando las dislocaciones de borde del mismo signo se acumulan sobre el mismo plano de deslizamiento, sus campos de deformación son aditivos, Figura 2.1-5. Las regiones inmediatamente superior e inferior a los planos de deslizamiento son zonas de alta concentración de tensiones, de tracción y de compresión respectivamente, Figura 2.1-4 (a), sin embargo, al disponer las dislocaciones en una secuencia perpendicular al plano de deslizamiento, los campos de deformación de las dislocaciones adyacentes se cancelan parcialmente unos a otros, Figura 2.1-5 (b).

Figura 2.1-5. (a) Disposición de dislocaciones de alta energía de deformación; (b) Formación de dislocaciones de baja energía de deformación. Las letras T y C corresponden a esfuerzos de tensión y compresión respectivamente.

La Figura 2.1-6 muestra como las dislocaciones se redisponen en una configuración de menor energía, formando subgranos y bordes de grano de ángulo pequeño, esto es posible gracias a una técnica metalográfica mediante la cual es posible observar los puntos de salida de éstas.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

2.2 RECRISTALIZACION  Si un metal previamente deformado en frío, es recocido a una temperatura suficientemente alta, (temperatura de recristalización), aparecen nuevos cristales en la microestructura, los que tienen idéntica composición y estructura reticular que los antiguos granos no deformados. Estos nuevos cristales surgen en zonas con alta densidad de dislocaciones, Figura 2.2-1.

La fuerza impulsora de la recristalización proviene de la energía almacenada del trabajo en frío.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION 2.2 RECRISTALIZACION

2.2.1. Temperatura de recristalización La temperatura de recristalización corresponde a la temperatura aproximada a la que un material altamente trabajado en frío se recristaliza por completo en una hora, Figura 2.2-2. La recristalización es sensible a cambios en la temperatura a la que se realiza, más que a variaciones de tiempo a temperatura constante.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

2.2 RECRISTALIZACION 2.2.2. Nucleación de nuevos granos

La recristalización es un proceso que se desarrolla por nucleación y crecimiento, como ya se dijo, los sitios preferenciales de nucleación de los nuevos granos son las regiones más deformadas, Figura 2.2-1, como: bordes de grano, planos de deslizamiento, y en zonas de alta energía como precipìtados de segunda fase y, también, en torno a inclusiones no metálicas, Figura 2.2-3.

Si el núcleo se forma rápidamente y crece con lentitud, se formarán muchos cristales antes de que se complete el proceso de recristalización, es decir, el tamaño final del grano será pequeño. En cambio, si la velocidad de nucleación es pequeña comparada con la velocidad de crecimiento el tamaño de grano será grande.

 La energía de activación para la recristalización es función de la cantidad de deformación o, dicho de otro modo, la dependencia de la recristalización sobre la temperatura varía con la cantidad previa de trabajo en frío, ver Figura 2.2-4.2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION 2.2 RECRISTALIZACION

2.2.3. Crecimiento de los nuevos granos En un metal completamente recristalizado, la fuerza impulsora para el crecimiento de los granos corresponde a la energía de superficie de bordes de estos. El crecimiento de los nuevos granos se produce por movimiento de la interfase grano recristalizado-grano deformado como se muestra en la Figura 2.2-5.

  La cinética de la recristalización se expresa en las curvas signoidales: % recristalización-tiempo de recocido que se muestran en la Figura 2.2-6.

Avrami propuso para expre-sar la cinética de la recristalización la siguiente ecuación:

X = 1 - exp (B tk) (4)

donde:

X es la fracción de volumen de grano recristalizado. B es constante negativa. k también es constante: cuando la recristalización de desarrolla en forma tridimensional, k está entre 3 y 4

cuando es bidimensional como en las planchas delgadas, k está entre 2 y 3 cuando la recristalización es unidimensional, como en alambres, k está entre 1 y 2. Una forma práctica de analizar la cinética de la cristalización es graficando:

Si la cinética sigue la ecuación de Avrami, el gráfico de  v/s t debería dar una línea recta de pendiente k., éste debe realizarse en papel log-log.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION 2.2 RECRISTALIZACION 2.2.4. Algunas leyes de ingeniería de la recristalización El objetivo principal de la recristalización es ablandar el material y restaurarle su ductilidad. Adicionalmente se puede también controlar el tamaño del grano.

Como ya se dijo, los tiempos para el inicio y término de la recristalización varían fuertemente con la temperatura, Figura 2.2-7.

 Por otra parte la Figura 2.2-8 muestra dos ideas importantes: Existe un rango bastante estrecho de temperatura en el cual se produce el ablandamiento y aumento de ductilidad del metal, la temperatura de recristalización es la que corresponde a la mitad de este intervalo.

b. Como se mencionó anteriormente, la temperatura de recristalización disminuye al aumentar el % de trabajo en frío previo, esto debido a la mayor energía almacenada por la notable distorsión sufrida por el material, en suma, hay más fuerza impulsora para la recristalización.

La Figura 2.2-9 muestra que el tamaño del grano justo al término del proceso de recristalización, es menor si el % de trabajo en frío previo aumenta, dado que los puntos favorables para la nucleación también aumentan, permitiendo abundante formación de nuevos núcleos, y limitando por tanto su tamaño final.

Estudiaremos con más detalle las anteriores aseveraciones

La recristalización progresa por migración de un borde de grano preexistente hacia un grano fuertemente deformado, dejando tras sí una región libre de deformación, Figura 2.2-3.

Llamaremos A a un grano deformado y B a uno recristalizado, Figura 2.2-10: La energía interna por unidad de volumen en A será EA y

en B será EB. es la fuerza impulsora de la recristalización, proviene de

la diferencia entre densidades de dislocación del estado A y B, i.e. es igual a (EB -EA).

QG es la energía de activación para el crecimiento de granos recristalizados y representa las barreras o resistencias al avance de la recristalización.

La velocidad de movimiento del borde de grano,  , será :

(5)

Esta ecuación muestra que  crece cuando la temperatura aumenta, por otra parte

será mayor cuanto mayor sea la energía de deformación previa, por tanto,  será mayor mientras mayor sea y la recristalización será más rápida y fácil, Figura 2.2-8.

Por otra parte, la velocidad de nucleación de granos recristalizados,  , será mayor mientras más grande sea la distorsión de la matriz por deformación en frío, de esta

manera al crecer  , menor será el tamaño del grano recristalizado, Figura 2.2-9.

Nota:  ,  es la velocidad de nucleación de nuevos granos y es la velocidad de crecimiento de grano.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION 2.2 RECRISTALIZACION 2.2.5. Impurezas en solución sólida La presencia de impurezas o de elementos de aleación disminuyen la velocidad de recristalización.

Estas impurezas tienden a segregarse junto a los bordes de granos, formando atmósferas que los sujetan, dificultando su movimiento y retardando así la recristalización. El efecto varía de un elemento a otro como se ve en el caso de P y Ag en Cu, Figura 2.2-12. Cuanto mayor sea la cantidad y más fina la distribución de impurezas insolubles, más fino será el tamaño final de grano, lo que se explica con el hecho de que no solo aumentan la nucleación, sino también actúan como barreras al crecimiento de los granos.2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION 2.2 RECRISTALIZACION 2.2.6. Texturas cristalográficas

En la práctica industrial muchos productos metálicos son deformados en frío hasta un punto en que por su dureza y pérdida de ductilidad es necesario recocer. La deformación en frío produce rotaciones de los cristales las cuales generan orientaciones preferenciales de los cristales según ciertas direcciones, que son características de cada metal o aleación.

La definición precisa de la textura cristalográfica es la siguiente: Si  caracteriza la orientación de un cristal con respecto a un sistema de referencias fijo al producto, (eje de un alambre, plano de laminación y/o dirección de laminación en una plancha), es posible definir una función de distribución de orientaciones cristalinas, FDOC, que sea positiva, continua y derivable. Esta función puede ser considerada como la fracción

volumétrica de cristales que poseen la orientación  con respecto al volumen total del producto:

(6)

donde:  es un elemento de volumen de cristal que tiene dirección  .

V0 es el volumen de referencia.

es la función de distribución de orientaciones cristalinas.

Si  es constante significa que el material es isotrópico.

Para un producto sin textura:  es constante cualquiera sea  .

Si en caso de carencia de textura,  se normaliza para darle un valor 1

entonces  .

Si  adquiere valores superiores e inferiores a 1 para distintos valores de  , el material tiene una textura cristalográfica.

Las texturas se generan tanto por laminado en frío como por laminado en frío más recocido. Éste último no hace desaparecer la textura, sino que la modifica.

Algunas texturas características de deformación en frío son :

En alambres y barras : Dirección paralela al eje de la barra:

Al <111>

FCC Ag <100>

Cu Intermedia a las anteriores

BCC Acero al carbono <100>

En Planchas : La denominación usual es la siguiente: (h k l) [u v w], donde (h k l) es el plano cristalográfico paralelo al plano de la plancha y [u v w] es la dirección cristalográfica paralela a la dirección de laminación.

Algunas texturas típicas de laminado en materiales FCC:

Tipo o denominación Plano / Dirección

Cobre 

Latón 

Tipo S 

Goss 

Con el recocido los granos recristalizan por desplazamiento de sus bordes, la velocidad de migración de estos últimos es variable con las orientaciones relativas entre dos granos vecinos. Así, ciertos bordes de granos se desplazarán más rápido y generarán orientaciones preferenciales de los granos luego del recocido.

Las siguientes son aplicaciones importantes de las texturas en productos industriales:

Las planchas de acero de bajo carbono recocidas, aptas para embutido profundo, deben tener una textura con planos {111} paralelos al plano de la plancha, sus normales son perpendiculares al este plano es perpendicular al plano de la plancha. Esta textura da mayor resistencia según el espesor a la plancha, lo cual favorece el embutido profundo, Figura 2.2-14. En aluminio recocido de observan dos texturas: {100} < 001 >, cúbica, y {123} < 412 >, retenida del laminado en frío. La textura cúbica no es conveniente para la profundidad del embutido, por lo cual se debe realizar en pasos sucesivos, pero si lo es para evitar orejas. Un 25% de textura cúbica es conveniente y esto se puede lograr agregando 0,1% de Fe.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION 2.2 RECRISTALIZACION 2.2.7. Trabajo en caliente El trabajo en caliente se define, generalmente, como el que se realiza por sobre la temperatura de recristalización, es decir, a temperaturas mayores que 0,4 a 0,5 Tfusión (K), aunque no considera la rapidez del trabajo sobre la pieza.

Este tipo de trabajo no produce endurecimiento por deformación, dado que a la alta temperatura a la cual se realiza, la recristalización es muy rápida y se completa antes de llegar a un nuevo paso de laminación, Figura 2.2-15.

El conformado en caliente también refina el grano porque usualmente éste se realiza en varias etapas de laminación sin recalentar, por tanto, los últimas etapas se producen a menor temperatura, el material adquiere más defectos producidos por deformación plástica aumentando así los puntos de nucleación de nuevos granos, de esta manera las últimas etapas, más frías, refinan el grano.2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION 2.3 CRECIMIENTO DEL GRANO

  Si se prolonga la permanencia del metal recristalizado a alta temperatura, los granos pequeños tienden a desaparecer y los grandes crecen aún más, de esta manera el tamaño medio, D, de los granos crece en función del tiempo.

La fuerza impulsora de este crecimiento es la disminución de energía libre por unidad de volumen, Gb, producida al crecer el grano:

Gb = Ab · b (7)

(8)

donde :

Ab es el área de borde de grano por unidad de volumen de material

b es la energía de borde de grano por unidad de área

Por tanto, al crecer D disminuye Ab y por consiguiente Gb.

Los átomos del lado convexo del borde de grano están menos ligados entre sí, hay más enlaces destruídos y distorsionados, por tanto su estado energético es mayor. Los átomos del lado cóncavo están más recubiertos por otros átomos y por lo tanto tienen un estado energético menor. Luego los átomos pasarán del lado convexo al cóncavo y el borde de grano tenderá a desplazarse hacia el centro de curvatura, Figura 2.3-1.

Normalmente la forma de equilibrio de un grano es hexagonal, con sus lados a 120° entre sí, granos con menos de 6 lados tienden a desaparecer y los de más de 6 lados a crecer, Figura 2.3-2. Cuando tres bordes llega a un punto tienden a curvarse para llegar a 120º.    

Figura -2. Granos con diferente número de bordes. Las flechas muestran la dirección del desplazamiento de los bordes.

1. Efecto de segundas fases en el crecimiento de los granos

Si un borde de grano al desplazarse desde la posición 1 hasta la 3, Figura 2.3-3, encuentra en 2 un precipitado de segunda fase, tendrá una menor área igual a r2 y una menor energía de borde de grano igual a: b * * r2. Al proseguir su viaje hacia 3 debe aumentar su energía en b * * r2 al desplazarse una distancia r.

Se genera así una fuerza contraria al movimiento del borde de grano :

(9)

donde: b es la energía de borde de grano por unidad de superficie.

r es el tamaño de la partícula

F es la fuerza contraria al movimiento del borde de grano    

Si hay ns partículas de radio r por unidad del área de borde de grano, la fuerza contraria es :

(10)

Estudios matemáticos muestran que la fracción de área, fs, de borde de grano interceptada por partículas es igual a la fracción de volumen de partículas fv, luego :

(11)

y entonces:  (12)

El crecimiento del grano se ve enfrentado a dos fuerzas contrapuestas:

(13)

donde:  es la velocidad de crecimiento del diámetro del grano

es la fuerza que tiende a hacer crecer el grano para disminuir la energía de superficie del sistema

es la fuerza contraria causada por la partícula

A medida que D crece y se acerca al valor r/fv, el crecimiento se detiene. Para un factor fijo fv, un mayor número de partículas de menor r es más efectivo para detener el crecimiento de los granos. La Figura 2.3-4, muestra como partículas de nitruro de Al detienen el crecimiento de los granos al recocer un acero calmado con Al. Se observa también como los granos crecen cuando las partículas se redisuelven a causa de la alta temperatura.

En la Figura 2.3-4, el crecimiento del grano es inhibido por partículas de nitruro de aluminio, éstas se disuelven a alta temperatura, eliminando el efecto inhibidor del crecimiento del grano que ellas proporcionan.

Por otra parte la Figura 2.3-5 muestra micrografías de las formas que toman los granos de un latón cuando crecen por recocidos a diferentes temperaturas y tiempos. Las zonas entre líneas paralelas son maclas de recocido.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS 3.1. TRANSFORMACIONES CERCANAS AL EQUILIBRIO Las transformaciones cercanas al equilibrio son aquellas que se realizan extremadamente lento permitiendo la difusión de todos los elementos.

3.1.1. Nucleación y Crecimiento en Fases Sólidas

A. Nucleación Homogénea  

Cuando un elemento puro es enfriado cruzando una temperatura de transformación alotrópica, o cuando una aleación es enfriada a través de un rango de temperatura que cruza un límite de fase sólido-sólido en el diagrama de equilibrio, la fase de baja temperatura debe nuclear primero en el interior de la matriz del material antes de que la transformación pueda proseguir, por ejemplo materiales como el hierro, en los cuales al enfriarse se produce un cambio de fase en estado sólido: .

La fuerza que mueve esta transformación proviene de:

Gv = G- G(14)

donde: Ges la energía libre por unidad de voluman de la fase

Ges la energía libre por unidad de volumen de la fase

Para que se produzca la transformación se requiere que Gv < 0, luego G < G.

Al nuclear una partícula fase se genera una superficie, ésta posee una energía, de superficie, por unidad de área igual a -, la cual es característica de la interfase - . Además, como normalmente hay cambios de volúmenes al pasar de a , y debido a la oposición que presentan los sólidos a la deformación, el cambio de fase agrega un nuevo término de energía libre, que es proporcional a la deformación. Por tanto, el cambio total de energía libre es:

(15)

donde: A’, B’ y C’ son constantes.

La energía de superficie -, es menor cuanto más parecidas sean las redes cristalinas de ambas fases, por lo que será más fácil crear nuevas superficies. Esta similitud es mayor para ciertos planos cristalográficos que para otros.

Si ambas fases tienen estructura cristalina idéntica o similar, existe una alta posibilidad que el precipitado nuclee de preferencia en ciertos planos cristalográficos y a lo largo de direcciones específicas, produciendo interfases en las cuales el enrejado calza perfectamente, se denomina coherente. Por otra parte, si la estructura cristalina es diferente, el calce de ambas redes puede ser imposible, se conoce como incoherente. Existe un tercer caso, intermedio entre los dos anteriores, donde hay un calce limitado entre las redes cristalinas, existiendo regiones de buen calce y otras de calce defectuoso, este tipo de interfase es llamado semi-coherente, Figura 3.1-2.

En resumen: Coherente calce perfecto y energía de superficie muy baja.

Semicoherente calce parcial y - intermedia.

Incoherente no hay calce alguno y es - máxima.

Cada uno de los tipos de interfase antes mencionados posee una energía de superficie asociado. Las interfases que posean buen ajuste tendrán una energía de superficie bajo,

por lo tanto, la barrera para la nucleación,  , en interfases coherentes será menor que para las otras dos. En atención a lo anterior, la interfase incoherente presentará la

mayor barrera para la nucleación,  , ya que el calce entre las redes cristalinas en este caso es nulo, Figura 3.1-3.

Además, para que un núcleo crezca establemente su radio debe ser mayor que un radio crítico, r*, y la activación térmica debe ser suficiente para alcanzar la barrera de energía de activación, G*. Si un núcleo de r* no alcanza su correspondiente G* tiende a redisolverse, en cambio si alcanza G* la nucleación se desarrolla favorablemente.

donde:  es la energía de borde

TE es la temperatura de equilibrio

E es el calor latente

T es el sobreenfriamiento

y como ya se vió:  

Si disminuye -la barrera de energía crítica G* disminuirá, ecuación (16), y por consiguiente, se reducirá r* y la nucleación se verá facilitada. G* también es función de la energía dependiente de la deformación , que se produce al nuclear la nueva fase, si la energía de deformación disminuye, también lo hace G*, Figura 3.1-4.

Conjuntamente, G* es proporcional a  , y a su vez Gv es función del grado de sobreenfriamiento, T, respecto de la temperatura de equilibrio, Teq:

(16)

por consiguiente, G* disminuye al crecer T, por lo tanto, el mayor grado de sobreenfriamiento favorece la nucleación. La Figura 3.1-5 muestra la variación de G* y de r* con el grado de sobreenfriamiento.

B. Nucleación Heterogénea Nucleación heterogénea es aquella que se produce en torno a defectos de la matriz; estos pueden ser: agrupaciones de vacancias, dislocaciones, bordes de granos, bordes de interfase, superficies libres, partículas, etc. La razón por la cual los defectos de los cristales ayudan a la nucleación es que ellos tienen una cierta energía asociada, cuando éstos son total o parialmente destruídos durante la nucleación, su energía contribuye a alcanzar la barrera de energía de activación para la nucleación. Para nucleación heterogénea, el cambio de energía cuando se forma un núcleo es:

(17)

donde: GD es la energía del defecto que se destruye al formarse el núcleo de la nueva fase.

La nucleación por vacancias produce una distribución copiosa de precipitado de partículas en la matriz, exceptuado los bordes de grano. En cambio, la producida en las dislocaciones se debe a que éstas liberan la energía que tienen almacenada, bajando los requerimientos energéticos necesarios para la nucleación. De igual forma opera la nucleación en los bordes de granos, además, es muy favorable, porque el núcleo puede ajustar mejor su coherencia con dos granos de diferente orientación que con uno solo.3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS

3.2. Velocidad de Nucleación  Usando termodinámica estadística se puede demostrar, que el número n(i) de agrupaciones de i átomos de la nueva fase en equilibrio en la fase matriz a la temperatura T, es:

(18)

donde: N es el número total de átomos

Gi es la energía de activación para formar una agrupación o embrión de i átomos

La velocidad de nucleación,  , será la velocidad a la cual los embriones de tamaño crítico se transforman en núcleos viables. Esto es, la velocidad a la cual los embriones pasan del tamaño crítico i* al tamaño (i*+1).

La frecuencia de átomos que llegan o dejan al embrión es proporcional al coeficiente de difusión D de dichos átomos en la matriz:

(19)

donde: Q es la energía de activación para la difusión del átomo (i*+1)

Por lo tanto, la frecuencia con que los embriones de tamaño crítico i* crecen al tamaño (i*+ 1), es decir, se transforman en núcleos estables, será proporcional a n(i*) D. Luego reemplazando:

(20)

pero 

luego:  (21)

y por consiguiente la curva  vs T presenta un máximo, porque el primer término se hace igual a 0 para T = Teq y también para T = 0. La Figura 3.2-1 muestra la variación

de  con T y también el tiempo para completar la nucleación, que corresponde al

recíproco de  .  

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS 3.3. Velocidad de crecimiento de la nueva fase

La nueva fase crece por migración de la interfase - , esta velocidad  es controlada por una combinación de : GV que es la fuerza impulsora de la transformación D que es el coeficiente de difusión de los átomos que se mueven para formar la nueva fase Combinando efectos se tiene:

(22)

En este caso, la curva  v/s T también presenta un máximo a una temperatura intermedia entre 0 y Teq. La Figura 3.3-1 muestra esquemáticamente la variación de

GV, D y  con la temperatura.

se controla por la fuerza impulsora de la reacción y por la difusión de átomos hacia el núcleo que crece.

Si la transformación se realiza a T1 tenemos:

es alta y 

es baja, por lo tanto, el grano final de la fase que está nucleando será grueso.

En cambio, si la transformación se realiza a T2 tenemos:

es alta y 

es baja, por lo tanto, el grano final de la fase que está nucleando será fino

Cabe señalar que también es posible obtener granos gruesos si el enfriamiento es lento, cosa que ocurre al dejar enfriar un metal en el horno. Así también, un grano fino puede obternerse con enfriamiento rápido.

La Figura 3.3-3 (a) muestra la variación de la velocidad total de la transformación (incluyendo los efectos de la velocidad de nucleación y de crecimiento) con la temperatura. La Figura 3.3-3 (b) muestra las curvas tiempo para completar diversas fracciones de transformación en función de la temperatura, éstas son conocidas como Curvas T T T, indican el tiempo necesario para alcanzar un cierto grado de transformación del material al enfriarlo.3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS 3.4. Transformación = + Fe3C de un acero Hipoeutectoide Los aceros con una concentración de C menor al 0,88%, se denominan hipoeutectoides y se hayan constituídos a la temperatura ambiente por ferrita y perlita o, lo que es lo mismo, por ferrita proeutectoide y ferrita y cementita eutectoides.

Caso de un acero con 0.4%C enfriado lentamente, dentro del horno

El acero está inicialmente a una temperatura austenítica. Al bajar T entrar en la zona - , la fase comienza a nuclear en los bordes de grano de la austenita, Figura 3.4-1 (a). Si sigue bajando la T, aumenta la fracción de y sus granos se van engrosando, Figura 3.4-1 (b). La fase restante se va enriqueciendo en C hasta llegar a 0.8% de éste a la temperatura eutéctoide. Bajo esta temperatura la fase restante se transforma en una mezcla eutectoide de +Fe3C, según la reacción eutectoide: + Fe3C = perlita

La microestructura de este acero a temperatura ambiente consiste en un 50% de granos gruesos de ferrita y en un 50% de colonias de perlita, Figura 3.4-1 (c) y (d). Es importante destacar que la perlita crece en forma de colonias redondeadas de placas alternadas de ferrita y cementita. En base a lo anterior, podemos decir, que hay dos fases presentes: ferrita, (en forma proeutectoide y en la perlita), y cementita.

Si el acero es enfriado más rápido, sacándolo del horno a temperatura austenítica y dejándolo enfriar al aire se produce el tratamiento denominado normalizado. Con este enfriamiento más rápido, o si el grano de la austenita, , es muy grande, el crecimiento de la ferrita, , no se da como antes, engrosándose. Para enfriamientos relativamente rápidos como en el aire la transformación se produce a temperaturas más bajas que para el caso del enfriamiento en el horno; la nucleación inicial de ferrita se produce en los bordes de grano de la austenita, pero el crecimiento se hace buscando planos donde los bordes de interfase se hacen coherentes y la fase crece en forma de agujas, estas son las llamadas estructuras Widmanstätten, no son deseables ya que son más duras y frágiles. Este tipo de estructuras crece por desplazamiento lateral de gradas, Figura 3.4-3.

Hay otros dos tratamientos térmicos que pueden ser efectuados al acero, estos son la esferoidización y el recocido total. El primero, es el nombre dado al proceso de calentar el acero a una temperatura levemente inferior a la eutectoide para esferoidezar los carburos perlíticos e hipereutectoides, y así llevar el acero a una condición más blanda. El segundo, es aquel en el cual el acero es austenitizado y enfriado en el horno, este tratamiento hace crecer los granos de austenita para tranformarse en una gruesa distribución de perlita.

Influencia del tamaño del grano de la austenita en la forma de la ferrita

Si los granos de austenita son pequeños hay muchos puntos de nucleación de ferrita, estos expulsan carbono y dicho elemento difunde hacia la austenita circundante bajando la temperatura de transformación de ésta, el proceso de transformación se continua con

menor sobresaturación de C, o sea, menor sobreenfriamiento. La transformación ferrítica no es tan fuertemente impulsada y la ferrita crece más por difusión que por mecanismos cristalográficos. Lo inverso ocurre si el grano de austenita es grande. La Figura 3.4-4 muestra diferentes microestructuras obtenidas con diferentes temperaturas de austenitización y enfriamiento al aire.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS 3.5. TRANSFORMACION PERLITICA

La perlita se forma en la reacción eutéctoide:

+ Fe3C. Es un eutectoide laminar con placas paralelas alternadas de y Fe3C.

La nucleación de la perlita ocurre en los bordes de granos, Figura 3.5-1, y tanto las láminas de ferrita, ( ), como las de cementita, (Fe3C), pueden actuar como origen de la nucleación. Eventualmente, un núcleo vecino puede formar otra colonia, independiente

de la anterior, avanzando en una dirección diferente, ver Figura 3.5-2. El crecimiento de la perlita es de tipo nodular Figura 3.5-3, por tanto, ésta se verá en las micrografías como nódulos o colonias.

El % de perlita formado en función del tiempo tiene la forma de curva sigmoidal, Figura 3.5-4. Se puede observar que la transformación es más rápida cuando el grano de austenita es menor, i.e., menor tiempo de austenitización.

En referencia a la Figura 3.5-4, se observa que, en una primera etapa, la velocidad de transformación de austenita a perlita es baja, ya que, solo unos pocos nódulos perlíticos han nucleado y crecido; este período es considerado de incubación. En la segunda etapa, la velocidad de transformación es fuertemente acelerada debido a que muchos núcleos nuevos son formados y crecen, mientras que el desarrollo de los nódulos existentes continúa; en esta etapa la velocidad de crecimiento de la perlita es proporcinal al área de la interfase austenita-perlita. Finalmente, una tercera etapa es alcanzada cuando la velocidad de transformación decrece al disminuir la velocidad de nucleación, y el crecimiento contínuo de los nódulos existentes es obstruído por el encuentro con otros nódulos.

Las velocidades de nucleación y crecimiento de la perlita, , varían fuertemente con la tempe-ratura de transformación, llegándose a un máximo a 550°C; a menor temperatura éstas decrecen, Figura 3.5-5, y la transformación será reemplazada por Bainita.

El espaciamiento interlaminar de la perlita disminuye al bajar la temperatura de transformación, Figura 3.5-6. Al avanzar la perlita debe producirse una fuerte redistribución del Carbono, figura 3.5-7, que se encontraba homogéneamente distribuído en la austenita, teniéndose que:

casi no contiene C Fe3C contiene 6,7 % de C contiene 0,8% de C

Si la tansformación se hace a menor temperatura, se realiza a mayor velocidad y la difusión es más difícil, por tanto la transformación debe realizarse con distancias de difusión menores, disminuyendo la distancia interlaminar. Esta característica tiene un importante efecto en las propiedades mecánicas del acero, aumentando la tensión de fluencia de éste, Figura 3.5-8.

Lógicamente si la transformación se realiza bajo condiciones isotérmica, la perlita crece con velocidad practicamente constante y espaciamiento interlaminar también constante. Mientras mayor sea la temperatura a la que se realiza la transformación mayor será el espaciamiento interlaminar.

Se ha encontrado en un acero eutectoide que:

ys (0,2% def.plast.) = -85,9 + 8,3·Sp-1/2 (MPa)

donde: Sp= espaciamiento interlaminar en mm.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS 3.6. TRANSFORMACION AUSTENITA - BAINITA

Si un acero eutectoide se enfría rápido desde la temperatura austenítica hasta una temperatura intermedia que puede estar entre 250 y 550°C y se deja transformar isotérmicamente, la microestructura obtenida se denomina bainita, Figura 3.6-1.

La bainita puede definirse según su microestructura como el producto de una reacción eutectoide no laminar, en oposición con la perlita la cual es producto de una reacción eutectoide laminar. Dado que la transformación se realiza a menor temperatura que la perlítica, la bainita pierde la característica laminar de ésta y tiende a tomar forma de agujas, (en una vista plana), en las cuales se entremezclan las fases: + Fe3C

La bainita formada entre 350 y 550°C, Figura 3.6-2, se llama bainita superior o plumosa, en ella la cementita esta más bien en forma de barras que de placas. Estudios han mostrado que la ferrita y la cementita nuclean independientemente y que el elemento que controla el crecimiento de la bainita superior es la difusión del carbono en la austenita. El crecimiento de la ferrita y de la cementita es cooperativo, la primera rechaza el carbono que es recibido por la segunda, Figura 3.6-5 y 3.6-6.

La bainita inferior se produce por transformación isotérmica entre 250 y 350°C. Debido a que la difusión del carbono es baja a esta temperatura, la cementita precipita internamente en las placas de ferrita. A diferencia de lo que sucede en la martensita en la cual los carburos precipitan en 2 ó más direcciones, en la bainita inferior la precipitación de carburos tiene una orientación predominante en la cual las plaquitas de Fe3C forma 55° con el eje longitudinal de la aguja de ferrita. En la formación de bainita inferior, la ferrita se produce a partir de la austenita por desplazamiento de corte y luego precipita la cementita al interior de la ferrita, Figura 3.6-3 y Figura 3.6-4.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS 3.7. TRANSFORMACION AUSTENITA - MARTENSITA  

En un acero eutectoide se produce martensita cuando el enfriamiento es tan rápido que se evita la nariz de la curva de transformación (TTT), la transformación de la austenita se realiza con fuerte desequilibrio bajo 220°C, Figura 3.7-1.

  La martensita en una estructura metaestable consistente en una solución sólida supersaturada de carbono en .

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS 3.7. TRANSFORMACION AUSTENITA - MARTENSITA

3.7.1. Características de la Martensitaa. El tipo de martensita depende del contenido de C del

acero, Figura 3.7-2:

%C < 0,6 Martensita en "tablas"

0,6 < %C < 1,0 Mixta

1,2 < %C Martensita en agujas

b. La martensita se produce sin difusión, como la reacción ocurre rápidamente y a tan baja temperatura no hay tiempo para que la difusión actúe. La transformación no requiere superar mediante activación térmica una barrera de energía, por lo tanto se llama transformación atérmica.

c. No hay cambios de composición en el paso de austenita a martensita, no originandose una migración de los átomos de carbono.

b. La estructura cristalina cambia de FCC, austenita, a BCT, martensita, Figura 3.7-3 (a). La tetragonalidad se debe al carbono interticial y el grado de tetragonalidad depende del % de carbono del acero, como se ve en la Figura 3.7-3 (b). El cambio volumétrico producto de ésta transformación, FCC a BCT, puede producir fallas en la pieza final

b. La martensita comienza a formarse a una temperatura característica de cada acero, Ms. El % de martensita formado dependerá de cuánto haya descendido la temperatura por debajo de Ms, hasta llegar al 100 % de transformación a la temperatura Mf. Mientras mayor sea el avance entre Ms y Mf, mayor será el grado de transformación de la austenita en martensita. Así, si se desiende levemente bajo la temperatura Ms , como por ejemplo a T1, Figura 3.7-1, la cantidad de martensita formada será pequeña, (20%), y la no transformada será austenita retenida, (80%), pudiendose llegar eventualmente a martensita pura, (100% de martensita), si la temperatura es suficientemente baja, i.e. igual a Mf.

c. A temperatura ambiente, muchos aceros mantienen aún austenita retenida, ya que su Mf está por debajo de la temperatura ambiente, Figura 3.7-4.

d. Un incremento en el % de C baja la temperatura de formación de la martensita, Ms.

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO

4.1. CURVAS TTT PARA TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA  

Se denomina curva TTT al diagrama que relaciona el tiempo y la temperatura requeridos para una transformación isotérmica. Así por ejemplo, en el caso del acero, y más específicamente en el de la austenita, que es inestable debajo de la temperatura crítica, se necesita saber cuanto tiempo requerirá para empezar a transformarse a una temperatura subcrítica específica, cuanto tiempo precisará para estar completamente trasformada y cual será la naturaleza del producto de esta transformación.

El diagrama TTT más simple es el del acero eutectoide, al carbono, (SAE-1080), ya que no hay constituyentes proeutectoides en la microestructura.

En cambio, cuando se trata térmicamente un acero hipoeutectoide, por ejemplo un SAE-1045, se debe agregar una línea adicional que señala el inicio de la transformación con la formación de ferrita proeutectoide, análogamente, en el caso de un acero hipereutectoide la línea adicional indica el inicio de la precipitación de cementita proeutectoide.

La Figura 4.1-1 muestra las curvas TTT para un acero al carbono con 0,4% de C. Bajo 550°C la curva de inicio de formación de la ferrita se confunde con el inicio de la transformación bainítica, además a estas temperaturas no se produce ferrita proeutectoide, sino que solamente bainita.

Como la ferrita, la perlita y la bainita superior nuclean en los bordes de grano de la austenita, el número de núcleos de estos constituyentes que se forman por segundo en una muestra es proporcional al tamaño de grano. Así, en un acero de grano fino a una temperatura dada y para una fracción cualquiera de austenita la transformación tomará menos tiempo que en un acero de grano grueso. De este modo, un tamaño de grano más fino desplazará las curvas TTT hacia la izquierda, es decir, hacia tiempos de transformación menores.

Se debe notar, de la Figura 4.1-1, el corto tiempo que transcurre antes de comenzar la transformación a ferrita o bainita, esto se deduce de la cercanía de la nariz de la curva con la ordenada. Por lo tanto, si se desea obtener 100% de martensita es necesario enfriar muy rápido con el temple, lo que no es posible en piezas gruesas.

De igual forma las Figuras 4.1-2 y 4.1-3 muestran que las adiciones de ciertos elementos de aleación desplazan las curvas hacia la derecha, es

decir, hacia tiempos más largos de transformación, como ocurre al agregar 0,9% de Cr, Figura 4.1-2, y 0,8% de Cr, 0,3% Mo y 1,8% Ni, Figura 4.1-3. Esto permite disponer de más tiempo para enfriar el acero sin tocar las curvas de inicio de la transformación, de esta manera se puede obtener 100% de martensita al templar piezas de mayores espesores.

¿Por qué los elementos de aleación desplazan las curvas TTT hacia tiempos más largos?

Por que los elementos de aleación antes de producirse las transformaciones están homogéneamente distribuidos en la austenita, pero cuando ésta se transforma en ferrita, perlita o bainita, éstos deben redistribuirse y desplazarse por difusión, al ser átomos grandes su difusión es lenta y frenan el avance de la transformación.

Se puede observar en la secuencia de las Figuras 4.1-1 y 4.1-2, que al agregarse elementos de aleación las curvas TTT cambian de forma y se producen dos "narices" que definen dos regiones, la región de mayor temperatura corresponde a la formación de perlita y la de menor temperatura a la formación de bainita.

De esta forma, la adición de C y otros elementos de aleación, así como grano grueso, desplazan las curvas TTT hacia la derecha. Sin embargo, el C produce un aumento ostensible de la dureza, mientras que otros elementos de aleación no afectan la dureza máxima. Por otra parte, el grano grueso tiende a reducir la tenacidad lo que lo hace poco deseable.

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO

4.2. CURVAS TTT PARA ENFRIAMIENTO CONTINUO

Estos tratamientos son los más comunes en la industria. Las curvas TTT para enfriamiento continuo son diferentes de aquellas para transformación isotérmica y no pueden ser deducidas a partir de éstas. La Figura 4.2-1 compara ambos tipos de curvas observándose que las curvas de enfriamiento continuo están más desplazadas hacia tiempos mayores que las de transformación isotérmica. La explicación de esto es la siguiente: la transformación en el caso de enfriamiento continuo demora más debido a que pasa mayor cantidad de tiempo a altas temperaturas, mientras que en el caso isotérmico el material llega instantáneamente a la temperatura de transformación.

La Figura 4.2-2 muestra diversos programas de enfriamiento e indica la dureza final que se obtiene con cada uno de ellos, observándose que para un enfriamiento más lento se producen durezas menores.

La Figura 4.2-3 muestra las correspondientes microestructuras:

Para enfriamiento muy lento, DPH 139, la microestructura se caracteriza por perlita gruesa y grandes regiones de ferrita. Para un enfriamiento no tan lento, DPH 170, la estructura es ferrítica y perlítica, siendo ambas finas.

Para DPH 217, hay muy poca ferrita en los primitivos bordes de grano de la austenita, si bien se observa algo de ferrita Widmanstätten, la mayor proporción es perlita. Para DPH 336, a diferencia de la fotografías precedentes, en esta se observa, por primera vez, una cantidad apreciable de martensita en el centro de los granos. Por tanto hay una mezcla de ferrita, bainita, (que corresponde a la fase gris acicular), perlita y, por supuesto, martensita. Para DPH 415, la fase obscura y redondeada en los bordes de grano es perlita, observándose además, martensita en el centro de los granos y ferrita Widmanstätten o bainita superior en los bordes. Para enfriamiento muy rápido, DPH 481, hay un poco de perlita y bainita que crecen en los bordes de grano como una fina banda, si bien, la mayoría es martensita.

Hay diagramas de enfriamiento continuo que indican para ciertos enfriamientos especiales la proporción de ferrita, perlita, bainita y martensita que queda al final.

Debido a las altas velocidades de enfriamiento que se logran en el temple de un acero se pueden producir torceduras y aún fracturas en las piezas, esto se debe al choque térmico por el desigual enfriamiento entre diferentes partes de una pieza y además por los cambios de volumen específico de la transformación austenita-martensita. Dos alternativas de temple reducen estos problemas:

a. Austempering: es un tratamiento isotérmico que consiste en calentar el acero a la temperatura de austenitización y enfriarlo bruscamente, en un baño de sal, hasta una temperatura levemente superior a Ms, tal que, mateniéndola constante la reacción produce una estructura completamente bainítica, (bainita inferior), luego el acero es enfriado al aire, a temperatura ambiente. De este modo se logra una estructura dura pero no excesivamente frágil, Figura 4.2-5.

b. Martempering: es un procedimiento que consiste en calentar el acero a la temperatura de austenitización y enfriarlo bruscamente, en un baño de sal o de aceite caliente, hasta una temperatura levemente superior a Ms, manteniéndose constante para uniformizar la temperatura de la pieza, (el tratamiento isotérmico se detiene antes de que comience la transformación bainítica), luego se enfría hasta producir 100% de martensita, Figura 4.2-6, con este tratamiento se produce martensita con menor riesgo de distorsiones y fracturas por choque térmico.

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO

4.3. TEMPLABILIDAD DE LOS ACEROS  

La templabilidad de un acero es la propiedad que determina la profundidad y distribución de la dureza producida por temple, i.e., es la facilidad para formar martensita dificultando la aparición de productos de transformación y depende de:

3. La composición química del acero 4. Del tamaño del grano austenítico 5. De la estructura del acero antes del temple

La templabilidad se determina usualmente por dos métodos: 3. Método Grossmann o del Diámetro Crítico ideal 4. Método Jominy

1. Método de Grossmann o del Diámetro Crítico Ideal

 

Para aplicar este método se deben templar barras de acero de diferentes diámetros entre 0,5 y 2,5 in, en un cierto

medio de temple, luego se examinan metalográficamente cortes transversales de éstas y la barra que contiene 50% de martensita en el centro define el diámetro crítico real, D0.

D0 depende ciertamente del poder de extracción de calor del medio de temple, por esta razón, se define como templeideal aquel en cual la temperatura de la superficie de la barra se enfría instantáneamente a la temperatura del medio enfriante, así se determina un diámetro crítico ideal, DI. La severidad del refrigerante se caracteriza por un coeficiente H, el cual en el caso del temple ideal es infinito.

  Por otra parte, mientras mayor sea DI, mayor será la templabilidad.

Valores Típicos de H

Agitación Medio de Temple

  Aceite Agua Salmuera

Ninguna 0,25 - 0,30 0,90 - 1,0 2,0

Moderada 0,35 - 0,40 1,2 - 1,3  

Fuerte 0,50 - 0,80 1,0 - 2,0 5,0

1. Templabilidad Determinada por el Método Jominy  

El método Jominy para la medición de la templabilidad es hoy uno de los más empleados por la facilidad de su ejecución y regularidad de resultados.

Consiste en templar una probeta estandarizada, ( 1" de diámetro y 4" de largo, Figura 4.3-2), del acero en cuestión, previamente calentado a la temperatura de austenitización, enfriándola mediante un chorro de agua, también estandarizado, que sólo enfría su base inferior, Figura 4.3-3. Esta cara actúa como superficie templante que enfría la probeta longitudinalmente hacia su extremo superior sólo por conducción, obteniéndose así una gradación de velocidades de enfriamiento desde la máxima, en el extremo templado, a la mínima en el opuesto.

Una vez que la probeta está completamente fría, se rebaja con una fresa por ambos costados y se mide su dureza Rockwell C a lo largo de ella. El gráfico que se obtiene se muestra en la Figura 4.3-4 para un acero 1050.

La zona de la probeta que recibe directamente el chorro se enfría más rápido y se endurece más, al alejarse del extremo enfriado la dureza baja correlativamente con una disminución de la velocidad de enfriamiento, Figura 4.3-5. La templabilidad de diversos aceros se muestra en la Figura 4.3-6.

Como ya se mencionó, la templabilidad se ve afectada por: El tamaño de grano de la austenita

Un grano muy fino tiene mucha área de borde de grano que facilita la nucleación de ferrita y perlita, disminuyendo la templabilidad del acero. Por otra parte, un grano grande de austenita no es deseable por que reduce la ductilidad final del acero y aumenta la tendencia al agrietamiento en

el temple, así pues, no es buena práctica hacer crecer el grano de la austenita.

El aumento del contenido de carbono

Un incremento del contenido de C en un acero aumenta fuertemente su dureza y su templabilidad. Sin embargo, un alto % de C no siempre es deseable, por eso, una alternativa para aumentar la dureza de un acero de bajo C es añadir elementos de aleación. La relación entre el %C, el tamaño del grano de la austenita y el Di, se muestra en la Figura 4.3-7.

Elementos de aleación

Ninguno de los factores anteriores se usa específicamente para aumentar la templabilidad, esto se logra principalmente mediante la adición de elementos de aleación al acero, exceptuando al Cobalto, Co.  

Como ya se dijo, DI depende del % de C, del tamaño de grano de la austenita y del % de elemento de aleación, i.e.:

DI = DI (%C, ASTM austenita) * f1 * f2 *... * fn

donde: f = función del % del elemento de aleación

i = 1, ..., n son los diferentes elementos de aleación

Así, por ejemplo, para los aceros:

1040: 0,4% C y 0,6% Mn 4140: 0,4% C, 1,04% Mn,, 0,3% Si, 1,13% Cr, 0,15% Mo Ambos con ASTM austenita = 8

De la Figura 4.3-7, se tiene: DI (1040) = 0,2 in y DI (4140) = 0,2 in, dado que ambos tienen el mismo % de C y tamaño de grano de austenita. Conjuntamente, de la Figura 4.3-8 se obtienen los factores de multiplicación de los distintos elementos.

 

Para Acero 1040 Para Acero 4140

fMn = 3 fMn = 4,4 fSi = 1,15 fCr = 3,4 fMo = 1,6

Reemplazando tenemos que:

Para acero 1040: DI = 0,2(in) * 3 = 0,6 (in) es un acero poco templable.

Para acero 4140: DI = 0,2(in) * 4,4 * 1,15 * 3,4 * 1,6 = 5,5 (in) es un acero muy templable.

Para calcular las velocidades de enfriamiento y su equivalente en distancia Jominy al enfriar a diferentes profundidades en barras de distintos diámetros los siguientes gráficos son de gran utilidad, Figura 4.3-9 (a) y (b).

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO

4.4. REVENIDOS DE ACEROS TEMPLADOS  La estructura martensítica obtenida por temple es muy dura y frágil. Mediante el revenido es posible aumentar significativamente su resistencia al impacto, aun cuando se disminuye la dureza.

El revenido consiste en calentar una pieza templada por períodos del orden de 1 a 3 horas a temperaturas menores que la de austenitización. Como se muestra en la Figura 4.4-1, primero se calienta el acero a temperatura levemente inferior a la de austenitización Ae1, luego es enfriado rápidamente, de modo de no topar la nariz de las curvas TTT, para formar una estructura martensítica. Posteriormente, el acero es recalentado a una temperatura inferior a Ae1 para obtener la dureza deseada.

  La Figura 4.4-2 muestra la disminución de dureza en aceros revenidos a diferentes temperaturas. Se debe notar que en aceros de alto carbono revenidos a baja temperatura aumenta en algo la dureza, esto se explica por los cambios microestructurales que se producen con el revenido, lo que se detallará a continuación.    

1. Cambios microestructurales producidos por revenido  

 

Durante el proceso de revenido ocurren cambio microestructurales debidos a reacciones en estado sólido. Las más importantes son:

1. Segregación de átomos de C

1. Precipitación de carburos

1. Descomposición de la austenita retenida

1. Recuperación y recristalización de la matriz ferrítica

No todas estas reacciones ocurren a la misma temperatura y en el mismo período de tiempo. Muchas de ellas suceden simultáneamente, esto determina que las microestructuras resultantes sean muy complejas.

Segregación de átomos de carbono

En la red cristalina martensítica de aceros de bajo carbono hay una alta densidad de dislocaciones. Los espacios intersticiales de esta red, cercanos a las dislocaciones proveen de sitios de energía menor para los átomos de carbono que la de posiciones intersticiales en la red normal. Así, cuando un acero martensítico de bajo carbono es revenido desde 25 a 100ºC, los átomos de carbono se redistribuyen hacia estos sitios de menor energía. En realidad gran parte de la redistribución de los átomos de C se realiza durante el enfriamiento en el rango de temperatura donde se forma la martensita.

2. Para aceros de bajo contenido de carbono, menor a 0,2% de C, la redistribución ocurre mayoritariamente, por segregación de los átomos de C hacia los defectos de la red, principalmente dislocaciones.

3. Para aceros con alto contenido de C, la redistribución, en este caso, ocurre por agrupación de precipitaciones. La fuerza impulsora de esta reacción es la disminución de la energía elástica total de la red cristalina. El número de sitios de dislocaciones de baja energía es mucho menor en aceros de alto carbono, esto determina que la segregación de carbono por este mecanismo sea muy reducida.

Precipitación de carburos

En aceros al carbono se han identificado tres tipos de carburos que difieren en composición química y estructura cristalina.

4. En revenidos entre 100 y 200°C, en aceros sobre 0,2%C, se produce precipitación de carburo , (composición Fe2-

3C, con una estructura cristalina HCP), el cual es metaestable y se disuelve a altas temperaturas. Los carburos se caracterizan por ser finos y muy pequeños, por lo cual es necesario mucho aumento para observarlos, además precipitan según ciertos planos cristalográficos específicos, Figura 4.4-3 (a). Es importante destacar el hecho que en aceros de bajo carbono, menos de 0,2% de C, estos carburos no precipitan.

5. Para revenidos entre 250 y 700°C, precipita cementita, (composición Fe3C y estructura cristalina ortorrómbica), Figura 4.4-3 (b). En un comienzo y con revenidos a

menores temperaturas, 200 a 300ºC, la cementita aparece en forma de agujas, en cambio, para revenidos a mayores temperaturas, entre 400 y 700°C, las partículas de cementita crecen por coalescencia y toman forma esférica. Si el tiempo de revenido se prolonga mucho los carburos crecen demasiado y se pierde completamente la dureza del temple, se obtiene de esta forma una matriz de ferrita con partículas gruesas de cementita, llamada esferoidita, Figura 4.4-3 (c).

6. Existe un tercer tipo de carburo, denominado carburo Hägg (Fe5C2, y estructura cristalina monoclínica), éste precipita en algunos aceros de alto carbono revenidos entre 200 y 300ºC, es metaestable y de composición intermedia entre el carburo y la cementita.

Descomposición de la austenita retenida

En aceros de más de 0,4%C al templar a temperatura ambiente queda austenita retenida, Figura 4.4-4:

El revenido a temperaturas entre 200 y 300°C produce transformación de esta austenita en bainita, esto explica el aumento de dureza en aceros de alto C para

revenidos de baja temperatura, debido a que la bainita es más dura que la austenita. Sobre 350°C la pérdida de dureza es causada también por un efecto de recristalización.

Recuperación y recristalización

Es difícil determinar cuando comienza la recuperación de la estructura martensítica durante el recocido, pero se puede decir con certeza que lo afecta sobre los 400ºC. Durante la recuperación los bordes de las celdas y las dislocaciones se aniquilan mutuamente al azar, desarrollándose una estructura de grano fino. Después de largo tiempo a temperatura iguales o superiores a 600ºC, la martensita ya recuperada recristaliza, produciendo una estructura ferrítica, en la cual grandes partículas de Fe3C se introducen en los borde de grano o entre ellos, Figura 4.4-5.

1. Fragilización por Revenido  

 

Dos variedades de fragilización por revenido se han observado:

1. Fragilización de una etapa o fragilización de los 350ºC

1. Fragilización de dos etapas

Fragilización de una etapa

Los mecanismos que causan la fragilización de una etapa no están muy claros, pero se cree que podría ser causado por las impurezas del acero, ya que no se produce en aleaciones puras de bajo carbono como la 4340.

Este tipo de fragilización afecta a aceros de baja aleación templados a martensita y luego revenidos en el rango de 250 a 350ºC. Se caracteriza porque la dureza decrece continuamente, y la resistencia al impacto pasa por un mínimo, justo a los 350ºC, para luego remontar. Además, la fragilización va acompañada de fractura predominantemente intergranular, Figuras 4.4-6 y 4.4-7.

Aspectos importantes de la fragilización de una etapa, pueden ser resumidos como sigue:

2. La ocurrencia de anomalías en la energía de impacto coincide con el comienzo de la precipitación de cementita.

3. Este proceso puede comenzar con la precipitación de P, N y posiblemente S en los bordes de granos de la austenita previa, esta segregación sería esencial para la fractura intergranular que aqueja a la fragilización de una etapa.

4. Elementos de aleación como el manganeso pueden tener un efecto indirecto en la promoción de segregación de elementos de fragilización en los bordes de grano.

5. Cuando por el revenido comienza a precipitar cementita en los mismos bordes de grano de la austenita se incrementa la segregación de impurezas en éstos, debilitándolos y promoviendo la fractura intergranular.

Fragilización de dos etapas

Mientras la fragilización en una etapa ocurre en aceros martensíticos de alta resistencia, por ejemplo: AISI 4340 y AISI 4140, la fragilización en dos etapas ocurre en aceros con menores tensiones de fluencia. Es causada por revenidos a altas temperaturas, entre 600

y 700ºC, seguidos de enfriamiento lento o cuando éstos aceros trabajan permanentemente en el rango de 350 a 600ºC.

Esta fragilización se atribuye a la segregación de impurezas en los bordes de grano, la que genera una fractura frágil de tipo intergranular. La fragilización por revenido tiene ciertas características, entre las que destacan las siguientes:

No ocurre en aceros al carbono, ni en aceros de aleación de alta pureza. La transición de temperatura dúctil-frágil es directamente proporcional a la concentración de impurezas en los bordes de grano. La velocidad y cantidad de segregación de impurezas, y por tanto, la fragilización intergranular resultante, dependen de la composición total del sistema. Elementos de aleación pueden también segregar en los bordes de grano junto a las impurezas. Así, adiciones de Níquel (Ni), Manganeso (Mn), y Silicio (Si) promueven la fragilización causada, primariamente por Antimonio (Sb) y Fósforo (P), y secundariamente por Estaño (Sn) o Arsénico (As). Contrariamente, adiciones de Molibdeno (Mo), Titanio (Ti) y Zirconio (Zr) atrasan el inicio de la fragilización. Es reversible, puede ser eliminada calentando a temperaturas sobre 600ºC y luego enfriando rápido. Es interesante el hecho que la fragilización retorna si se mantiene a temperaturas entre 350 y 550ºC.

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4.5. ENDURECIMIENTO SECUNDARIO

Cuando aceros al carbono son revenidos, se observa que, si la temperatura a la cual se realiza este proceso es elevada entre 100 y 700ºC, ocurre una disminución progresiva de la dureza que va acompañada con un incremento en la ductilidad.

La formación de cementita y su engrosamiento gradual en la matriz ferrítica son las causas principales de los cambios en las propiedades mecánicas. Por lo tanto, reemplazando la cementita por otros carburos más estables, como por ejemplo carburos de Molibdeno y/o Tungsteno, el ablandamiento observado en estos aceros puede reducirse significativamente y, si se agregan cantidades suficientes de elementos de aleación se producirá un incremento en la dureza en el rango de 500 a 650ºC; este reendurecimiento producto del revenido es llamado endurecimiento secundario.

Los carburos de Mo y W son más estables que la cementita y se forman en su lugar si existe la suficiente energía de activación. La velocidad de crecimiento de estos carburos en martensita revenida es determinada principalmente por la energía de activación de la difusión de estos elementos en la ferrita. Como ésta es mucho más lenta que la de los átomos de carbono en aceros al carbono, los carburos producidos son más finos y su engrosamiento es lento. De este modo, la dureza de los aceros martensíticos revenidos es mucho más alta que la de aceros al carbono.

El endurecimiento secundario en aceros que contienen Mo, Figura 4.5-1, es causado por una precipitación muy fina de partículas de Mo2C, éstas refuerzan la ferrita alcanzando un máximo endurecimiento cerca de los 550ºC. El endurecimiento se debe principalmente a la nucleación y crecimiento de pequeñas agujas de Mo2C en las dislocaciones de la red formada al templar a martensita. De manera similar, el endurecimiento secundario en aceros que contienen W es causado por una precipitación muy fina de partículas de W2C. La morfología de la precipitación de Mo y W es similar, si bien difieren en tamaño y densidad de los precipitados, siendo menor la densidad de partículas y mayor el tamaño y separación de las agujas en aceros que contienen W. Por lo tanto, los aceros con W2C son más blandos que sus similares con Mo2C, ya que, los primeros se engruesan más lentamente producto de la lenta difusión de los átomos de W. Las partículas de Mo y W, (Mo2C y W2C), son muy estables a temperaturas hasta 600°C y por tanto, mantienen la dureza en herramientas de acero para trabajo en caliente o a alta velocidad que produce calor. Este tipo de acero se conoce como acero rápido. Además, a estos aceros se les agrega Vanadio (V), para aumentar la resistencia a la abrasión, Cromo (Cr), para reducir la oxidación y aumentar la dureza y a veces se les agrega Cobalto (Co), para elevar la temperatura de endurecimiento.

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4.6. TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE ENDURECIMIENTO SUPERFICIAL  

Hay piezas que conviene endurecerlas sólo en la superficie, para que resistan el roce, pero su interior debe ser más blando para resistir impactos. Para lograr esto existen varios procedimientos de uso habitual:

2. Cementación 3. Carbonitruración

4. Nitruración 5. Nitruración iónica 6. Temple por inducción

Los cuatro primeros cambian la composición química de la superficie de la pieza: la cementación mediante la adición de C, la nitruración y la nitruración iónica con la adición de N y la carbonitruración por la adición de C y de N. En cambio, la última no cambia la composición química del acero y es esencialmente un método de endurecimiento poco profundo.

1. Cementación o Carburización

  La cementación es un procedimiento en el cual un acero de bajo carbono, 0,2% C o menos, se austenitiza en una atmósfera o en un ambiente rico en C, el cual difunde hacia el interior de la pieza, permitiendo a la austenita disolver altos porcentajes de éste. La temperatura usual de cementación es cercana a los 950ºC y la profundidad de este tratamiento depende del tiempo y de la dureza deseada. Una vez obtenida la capa exterior rica en C, se endurece por temple. Cabe señalar que la cementación en lo posible debe usarse en aceros en los cuales no pueda crecer mucho el grano y se pueda templar directamente.

Un acero cementado muestra las siguientes características:

Dureza superficial 50 a 62 Rc

Contenido de C superficial 0.85 - 1%

Espesor característico capa cementada 2 - 20 mm

Es usual definir el espesor de cementación por la capa con dureza Rc > 50

El tratamiento completo de cementación varía de un acero a otro, por ello existen varios procedimientos, uno de los cuales es:

Normalizado, previo a la cementación Cementación, a temperaturas entre 850 y 950°C Temple. Existen tres tipos de temple:

En agua, los de la serie 10XX y 11XX En aceite, la gran mayoría, como por ejemplo los de las

serie 15XX, 40XX, 4118, 4320 Los de enfriamiento lento, como son los 4320, 48XX,

4720, 8822.

1. Calentamiento adicional: en un rango de 790 a 870°C, para producir difusión adicional del C y la redistribución de carburos.

1. Temple en agua o aceite

1. Revenido, a temperaturas que oscilan entre 120 y 180°C

Equipos para Cementación

Equipos típicos para cementación son los siguientes:

2. Cajas: se cementa con carbón que rodea a la pieza en un recipiente cerrado, el cual se calienta a la temperatura adecuada durante el tiempo requerido y luego se enfría con lentitud. Este equipo no se presta para alta producción, siendo sus principales ventajas su economía, eficiencia y la no necesidad de una atmósfera preparada.

3. Gas: es más eficiente que el anterior, los ciclos son más controlados, el calentamiento más uniforme, es más limpio y requiere de menos espacio. La pieza se calienta en contacto con CO y/o un hidrocarburo, que fácilmente se descompone a la temperatura de cementación El gas tiene una composición típica de: CO 20%, H2 40% y N2 40%, pudiendo modificarse la composición de éste para controlar el potencial de C.

4. Líquido: se cementa colocando las piezas en baños de mezclas de sales fundidas, (cianuro), de modo que el carbono difunde desde el baño hacia el interior del metal. Produce una capa más profunda, más rica en C y menos N. Sus principales ventajas son: eliminación de oxidación, profundidad de la superficie dura y contenido de C uniformes y gran rapidez de penetración; si bien posee ciertas desventajas como son: lavado de las piezas posterior al tratamiento para prevenir la herrumbre, revisión de la composición del baño en forma periódica y alta peligrosidad de las sales de cianuro, dado que éstas son venenosas.

1. Carbonitruración

  Es un proceso de endurecimiento superficial de carácter gaseoso, en él se calienta un acero en una atmósfera gaseosa de composición tal que el C y N se absorben simultáneamente, obteniéndose una capa superficial muy dura. La atmósfera consiste en un "gas portador" enriquecido por gas natural, metano o propano (que proporcionan el C), y por amoníaco (que entrega el N necesario). El proceso de difusión de C y N se realiza entre 815 y 870ºC y luego se templa en aceite, para disminuir la distorsión y el peligro que se produzcan fisuras.

El espesor de capa carbonitrurada es menor a 0,5 mm. Así por ejemplo, capas de 0,15 a 0,40 mm se obtienen con tiempo de carbonitruración que van de 1/2 a 3 horas a una temperatura de

815 °C.  

2. Nitruración

  Es un proceso para endurecimiento superficial de aceros aleados en una atmósfera constituida por una mezcla en proporciones adecuadas de gas amoníaco y amoníaco disociado. La efectividad de este proceso depende de la formación de nitruros en el acero por la reacción del N con ciertos elementos de aleación, principalmente Al, Cr y Mo. El N difunde en el acero y forma nitruros complejos.

Las piezas que se nitrurarán se colocan en un recipiente hermético a través del cual se proporciona continuamente la atmósfera de nitruración, mientras que la temperatura se eleva y mantiene sobre los 500ºC. Se efectúa en hornos estancos calentados entre 500 y 550°C, en los cuales se genera una circulación de amoníaco. Por lo general es conveniente rectificar la pieza luego de la nitruración.

Se obtienen capas de 0,1 a 0,5 mm de espesor y de alta dureza, 70 Rc. El proceso toma largo tiempo, (20 a 60 hrs) y depende de la profundidad de la superficie dura deseada.

Las propiedades logradas con este tratamiento son:

1. Resistencia al desgaste 2. Resistencia a la corrosión 3. Escasa deformación. 4. Aumento del límite de duración a la fatiga a causa de una

cierta compresión superficial producida

1. Nitruración iónica

  En este tipo de nitruración se usa una corriente eléctrica para ionizar el gas nitrógeno a baja presión en vacío. Los iones son acelerados hacia la pieza nitrurada por un potencial eléctrico, la pieza se calienta por el choque de iones, los que además son fuente de nitrógeno. El proceso es un 30 a 50% más rápido que la nitruración convencional.  

2. Temple por inducción

  Es un proceso de endurecimiento de acero en el cual las superficies de las piezas se calientan rápidamente a temperatura

de austenitización mediante inducción electromagnética, (con un diseño adecuado del inductor, se puede confinar el calor a áreas pequeñas). Una vez alcanzada la temperatura de austenitización se aplica una ducha de agua fría que produce el temple.

El principio del calentamiento por inducción es el siguiente: una bobina que conduce una corriente de alta frecuencia rodea o se coloca sobre la pieza, se inducen así corrientes alternativas y loops de histéresis que generan rápidamente calor en la superficie.

Las corrientes inducidas de alta frecuencia tienden a viajar por la superficie del metal, por tanto, es posible calentar una capa poco profunda del acero sin necesidad de calentar el interior del material. La profundidad del calentamiento depende de la frecuenciade la corriente, la densidad de potencia y el tiempo de aplicación de ésta. Mientras mayor es la frecuencia, menor es la profundidad calentada, de forma que: altas potencias (100 kHz a 1 Mhz), y tiempos cortos (en segundos), calientan espesores de 0,25 mm; en cambio, potencias menores (25 kHz), y tiempos más largos calientan espesores de 10 mm.

Se utiliza en aceros al carbono, con contenido medio de C, en éstos produce superficies endurecidas delgadas. También se puede utilizar en aceros aleados; los aceros de baja aleación se endurecen fácil y superficialmente mediante este método; en cambio, los aceros altamente aleados son más lentos y pueden necesitar de un aumento de temperatura para lograr la estructura deseada, sin embargo, como el calentamiento mediante este método es muy rápido, se pueden calentar sin peligro de crecimiento excesivo de grano.

Las piezas de aceros endurecidas mediante este procedimiento sufren menor distorsión total que si se las hubiese templado luego de calentarlas en un horno. La microestructura del acero antes del templado por inducción es importante para determinar el ciclo de calentamiento que se utilizará, así por ejemplo, las estructuras que después del templado y revenido tienen carburos pequeños y uniformemente dispersos se austenitizan más fácilmente, pudiéndose obtener superficies endurecidas de poca profundidad y de máxima dureza superficial mediante grandes velocidades de calentamiento.

Entre las ventajas de este proceso podemos destacar el hecho que no necesita de personal especializado para su operación debido a que es un proceso prácticamente automático. Entre las desventajas resaltan el alto costo del equipo, el alto costo de mantenimiento y el hecho que no es económico si se desean endurecen pocas piezas.

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4.7. ACEROS DE HERRAMIENTAS  

Hay diversos tipos: 2. Aceros de endurecimiento en Agua, (W): contienen solamente

C en % entre 0.6 y 1.4, se usan en general como herramientas de corte o cuchillos.

3. Aceros resistentes a impactos, (S): se usan en herramientas que están sometidas a impacto y por tanto deben tener buena tenacidad, es decir, resistencia al impacto. No necesariamente deben alcanzar máxima dureza. Este tipo de acero contiene típicamente: 0.5% C, 0.5% Mo, 1.5% Cr, 2% Si.

4. Aceros para trabajo en frío, templables en aceite: son muy utilizados para herramientas de trabajo en frío y matrices, donde la resistencia al desgaste y resistencia al impacto son muy importantes. Un acero muy conocido es el O1: 0.9% C, 0.5% W, 0.5% Cr, 1% Mn.

5. Aceros para trabajo en frío, templables al aire: son utilizados para aplicaciones donde se requiere excepcional resistencia al impacto y buena resistencia a la abrasión, como por ejemplo en matrices de estampado, de extrusión y de trefilación. Un acero típico es el A2, sus aleantes son: 1% C, 1% Mo, 5% Cr.

6. Aceros para trabajos en caliente, tipo H: estos aceros mediante endurecimiento secundario, mantienen la dureza a alta temperatura. Es típico su uso en herramientas y matrices.

7. Aceros base Cromo, H10: 0.4% C, 2.5% Mo, 3.25% Cr, 0.4% V 8. Aceros base Tungsteno, H21: 0.35% C, 9% W, 3.5% Cr 9. Aceros base Molibdeno, H42: 0.6% C, 6% W, 5% Mo, 4% Cr,

2% V 10. Aceros rápidos, Tipo T y M: son aceros altamente aleados,

usados para cortes de alta velocidad. Deben mantener resistencia a alta temperatura y resistir al desgaste a esas temperaturas para mantener bordes afilados. Desarrollan carburos de tungsteno y molibdeno para mantener resistencia a alta temperatura.

11. Tipo T (Tungsteno), T1: sus elementos aleantes son: 0.75% C, 18% W, 4% Cr y 1% V, es utilizado en la fabricación de brocas, matrices, escareadores.

12. Tipo M (Molibdeno), M1: 0.85% C, 1.5% W, 8.5% Mo, 4% Cr, 1% V.

La Figura 4.7-1 muestra las curvas TTT de un acero O1 para temple en aceite, en cambio, la Figura 4.7-2 muestra las curvas TTT de un acero A2, en ella se observan las narices de la formación de perlita y de bainita, éstas están separadas por una región donde no se inicia transformación alguna, esta zona se puede aprovechar para homogenizar temperaturas. De igual forma la Figura 4.7-3 muestra las curvas TTT de un acero rápido M2 y la Figura 4.7-4 muestra las variaciones de dureza con la temperatura de revenido en un acero M2, en ella se observa el fuerte endurecimiento secundario.

5. ALEACIONES DE ALUMINIO El aluminio ha tenido un gran incremento de consumo porque presenta diversas ventajas:

o Bajo peso específico, esto es de gran interés en aviación y tecnología aerospacial.

o Algunas aleaciones logran alta resistencia o Buena conductividad eléctrica y térmica o Alta reflectividad de la luz y el calor o Resistente a la corrosión en diversas condiciones o No es tóxico o Se puede fundir fácilmente

o Se pueden dar muchas terminaciones superficiales, lo cual le da un atractivo decorativo

Clasificación y Designaciones  

Las aleaciones destinadas a deformación en frío o caliente se designan en forma normalizada de la siguiente manera de acuerdo a "Aluminum Standards and Data", Aluminum Association Inc. 1976:

Aleación: X1 X2 X3 X4

donde:

X1 caracteriza el principal elemento de aleación

1 Al 99% 2 Cu 3 Mn 4 Si 5 Mg 6 Mg y Si 7 Zn 8 Otros

X2 indica una aleación modificada respecto de la original, de este modo si X2 = 0, indica la aleación original.

X3 y X4: dependen de la serie, de esta forma se tiene que:

Para la serie 1XXX, X3 y X4 implican 99, donde X3 X4 indican el % de Al. Para las series 2 a 8, estos dígitos no tienen un significado muy preciso, sólo diferencian aleaciones.

Designación del Estado del material  

F : (as fabricated), no se dan límites a las propiedades mecánicas. O : Recocido y recristalización H : Endurecido por deformación T : Tratado térmicamente

El endurecimiento H se puede subdividir: HX1X2X3, donde:

X1 :

1 es solo endurecido por deformación

2 endurecimiento por deformación + recosido parcial

3 endurecimiento por deformación + estabilización a baja temperatura

 

X2 :  indica el grado de endurecimiento por deformación, donde 1 es mínimo y 8 es máximo.

 

X3 :  representa las variaciones del endurecimiento indicado por X2.

Las especificaciones del tratamiento térmico se indican por TX: T1 : Producto enfriado desde la temperatura de fabricación, y

luego envejecido naturalmente T3 : Solución, trabajada en frío y con envejecimiento natural T4 : Solución con envejecimiento natural T5 : igual a T1, pero con envejecimiento artificial T6 : igual a T4, pero con envejecimiento artificial T7 : Solución y estabilizado T8 : Solución, trabajado en frío y con envejecimiento artificial

5. ALEACIONES DE ALUMINIO 5.1. Aluminio Puro Comercial

  Tiene 99,30 a 99,70% de Al. La mayor pureza se utiliza en conductores eléctricos. Es blando, dúctil, conformable y soldable. Se pueden dar terminaciones superficiales de distintos tipos y tiene buena resistencia a la corrosión.

Típicas inclusiones que se observa en el aluminio puro son: FeAl3 y Si  

Propiedades Mecánicas Típicas

Tipo Dureza UTS (psi) YS (psi) % Elongación

  0 13000 5000 35

1100 H14 18000 17000 9

  H18 24000 22000 5

5. ALEACIONES DE ALUMINIO 5.2. Aleaciones Al - Mn, Serie 3XXX

  Si se agrega un 1,2% de Mn, lo que corresponde a la serie 3XXX, la matriz de aluminio se endurece por solución sólida y por una fina

dispersión de precipitados (Mn, Fe)Al6. La UTS llega a 6 Kpsi y el % de elongación es del 20 %.

5. ALEACIONES DE ALUMINIO 5.3. Aleaciones Al - Mg, Serie 5XXX En general estas aleaciones contienen 1 a 5 % de Mg. Si bien la forma del diagrama de fases se presta para endurecimiento por precipitación, este endurecimiento es significativo solo para % Mg > 7. La mayor cantidad de Mg queda en solución sólida y sobre 3,5% de Mg precipita Mg2Al3 a baja temperatura.

El Mg endurece la aleación y le aumenta su coeficiente de acritud, n, muchas de estas aleaciones se usan con fines decorativos, ya que poseen buena conformabilidad y soldabilidad, cabe señalar que se sueldan muy bien con arcos protegidos con Argón.

Propiedades Mecánicas Típicas

Tipo Grado UTS (psi) YS (psi) % Elongación

5456 0 45000 23000 24

(5,1% Mg) H323 51000 38000 10

5. ALEACIONES DE ALUMINIO 5.4. Aleaciones Aluminio - Cobre, Serie 2XXX

  El cobre es uno de los más importantes elementos de aleación del Al por que produce considerable endurecimiento por solución sólida y también por envejecimiento. Algunas aleaciones Al-Cu típicas son las siguientes:

4. 2011: 5,5% Cu; 0,4% Bi y 0,4% Pb 5. 2025: 4,5% Cu; 0,8% Cu; 0,8% Si; se usa para piezas de forja y

productos para aviación. 6. 2219: 6,3% Cu; 0,3% Mn; 0,06% Ti; 0,1% V; 0,18% Zr; se usa

principalmente para piezas para aviación.

En general el porcentaje de Cu es cercano al máximo que puede disolverse en solución sólida a 548°C, esta solubilidad baja fuertemente al descender la temperatura hasta la temperatura ambiente, la

característica antes mencionada hace posible el endurecimiento por precipitación o envejecimiento.

5.4.1. Endurecimiento por precipitación de una aleación Al - 4%Cu1. Tratamiento de solución: se alcanza región a 515 °C 2. Temple rápido a temperatura ambiente o menor; es importante

que este enfriamiento sea realizado rápidamente para evitar cualquier precipitación de CuAl2

La precipitación de la segunda fase sigue 5 etapas secuenciales las que se detallan a continuación:

3. Solución sobresaturada 4. Zonas Guinier-Preston, GP1: Luego de envejecer 16 horas a

130°C se forman placas, discos, GP1, estos son paralelos al plano {100} de la matriz FCC, estas placas tienen 100 Å de diámetro y unos pocos átomos de espesor, 4 a 6 Å. Se observan con microscopio electrónico, (x106), por los campos de deformaciones en torno a ellos. Estas zonas GP1 impiden el movimiento de dislocaciones, aumentan la dureza y bajan la ductilidad. No se conoce bien su estructura cristalina, pero si se sabe que su % Cu es < que 17.

5. Zonas GP2: Estas zonas son también coherentes con los planos {100} de la matriz. A medida que pasa el tiempo, éstos se van engrosando a dimensiones típicas, como son: 100 a 1000 Å de diámetro y 10 a 40 Å de espesor. Su estructura cristalina es tetragonal con c igual a 8,08 Å y a igual a 7,65 Å, además poseen un %Cu < 17. Las zonas GP2 aumentan aun más la dureza del material.

6. Fase ': Cuando se forma la fase ' ya se produce sobreenvejecimiento. Es importante destacar el hecho que ' no se genera a partir de GP1 o GP2, sino que nuclea

heterogéneamente en dislocaciones y no es coherente con la matriz. Su tamaño depende del tiempo de envejecimiento y varía entre 100 y 6000 Å de diámetro y entre 100 y 150 Å de espesor. Su estructura cristalina tetragonal.

7. Fase : Cuando el envejecimiento se realiza a alta temperatura, 190°C, y por tiempos prolongados se produce la fase de equilibrio , CuAl2, ésta es incoherente con la matriz y tiene una estructura cristalina tetragonal centrada en el cuerpo con c igual a 4,87 Å y a igual a 6,07 Å. Su presencia produce sobreenvejecimiento o reblandecimiento.

La Figura 5.4-2 muestra la relación entre temperatura y tiempo de envejecimiento con la dureza adquirida. El envejecimiento a menor temperatura toma tiempos más prolongados, pero permite alcanzar mayores durezas, debido a que hay más abundante nucleación de precipitados que no alcanzan a crecer mucho.

La Figura 5.4-3 muestra la secuencia de formación de fases en función del tiempo y de la temperatura.

Estas aleaciones pueden endurecerse aún más si luego del temple se deforman en frío y luego se envejecen, (estos tratamientos se denominan T81 y T87). Esto se debe a la mayor densidad de dislocaciones que se introducen por la deformación en frío, lo cual genera una mayor cantidad de puntos de nucleación para la segunda fase, lográndose así una más abundante nucleación. Las modificaciones microestructurales producidas por el envejecimiento precedido por deformación en frío se muestran en la Figura 5.4-4.

Las siguientes propiedades mecánicas se pueden lograr con los diversos tratamientos de envejecimiento:

Aleación Tratamiento UTS (psi) YS (psi) % de Elongación

2011 T3 55000 43000 15

2011 T6 57000 39000 17

2011 T8 59000 45000 12

2219 0 25000 10000 20

2219 T31 54000 36000 17

2219 T62 60000 42000 10

2219 T87 69000 57000 10

5. ALEACIONES DE ALUMINIO 5.5. Aleaciones Aluminio-Cu-Mg

  La adición de Mg a las aleaciones Al-Cu, acelera e intensifica el endurecimiento por precipitación. Produciéndose la siguiente secuencia de precipitaciones:  

Solución sobresaturada

Zonas GP

(Al2CuMg)'  (Al2CuMg)

        ( S )'    ( S )

  Características típicas que se pueden obtener con aleaciones Al-Cu-Mg se presentan en la tabla siguiente:

Aleación Tratamiento UTS (psi) YS (psi) % de Elongación

2014 0 27000 14000 18

2014 T4 62000 42000 20

2014 T6 70000 60000 13

2224 0 27000 11000 20

2224 T3 70000 50000 18

2224 T4 68000 47000 20

2224 T6 69000 57000 10

2224 T86 75000 71000 6

La variación de la resistencia mecánica en función del tiempo y de la temperatura de envejecimiento se muestra en la Figura 5.5-1. Nuevamente se observa que se obtienen mayores resistencias con envejecimientos a menor temperatura, aunque se emplean tiempos más largos.5. ALEACIONES DE ALUMINIO

5.6. Otras aleaciones endurecibles por precipitaciónHay otras aleaciones endurecibles por precipitación, entre ellas podemos destacar:

1. Serie 6XXX, Al-Mg-Si

Con esto se logra alta resistencia mecánica 45 a 57 kpsi con un tratamiento T6. Además tienen buena resistencia a la corrosión, este aspecto es importante por que las aleaciones endurecidas por precipitación tienen menor resistencia a la corrosión que el aluminio puro, pues se forman corrientes de corrosión entre los precipitados y la matriz.    

2. Serie 7XXX, Al- Zn-Mg

Contienen 4,8% Zn y 1 a 3% Mg. Estas aleaciones desarrollan las más altas resistencias mecánicas de las aleaciones comerciales de aluminio. Una aleación muy conocida es la 7075, ésta contiene como elementos aleantes 5,6% Zn, 2,5% Mg, 1,6% Cu y 0,3% Cr.

La secuencia de precipitación es:

1. Zonas GP (coherente)

1. (MgZn2) (semicoherente)

1. n (MgZn2) (incoherente)

5. ALEACIONES DE ALUMINIO 5.7. Aleaciones de Aluminio Para Piezas Fundidas

  Con estas aleaciones se busca fluidez, aptitud para alimentar el molde, resistencia, ductibilidad y resistencia a la corrosión. Entre este tipo de aleaciones destacan:

4. Aleaciones Al-Si.

Son las aleaciones de más importancia para piezas fundidas, tienen alta fluidez, por lo que es fácil de alimentar los moldes con ella. Además el Si

no reduce la resistencia a la corrosión del Al puro. El diagrama de fases es un simple eutéctico.

Las aleaciones más importantes son la 443 (5,3% Si) y la 413 (12% Si). Las partículas de Si se refinan al agregar Na en pequeña proporción, alrededor de 0,025%, así por ejemplo al agregar Na a una aleación de 7% Si, la UTS pasa de 6 a 10%, y al refinar el Si, el Na mejora la alimentación del aluminio en el molde.

4. Aleaciones Al-Mg-Si

Se puede aumentar la resistencia mecánica de los anteriores, si se agrega 0,35% de Mg. El Mg produce un cierto envejecimiento por precipitación. En estas aleaciones hay que disminuir su contenido de fierro, ya que éste forma agujas, espadas, de Fe2Si2Al9, aquí el Fe reduce drásticamente la ductilidad de 14% a 1% y la UTS de 31 a 11 kpsi.

6. ACEROS INOXIDABLES Hay una gran variedad de aceros inoxidables, pero todos tienen como característica común el tener menos de un 11,5% de Cromo, (Cr). Los aceros inoxidables se usan por su resistencia a la corrosión, su resistencia a la oxidación y su aspecto agradable.

Hay 5 grupos de aceros inoxidables, trataremos en mayor profundidad sólo los tres primeros:

Ferríticos : 12 a 30 % Cr y bajo C. Martensíticos: 12 a 17 % Cr, 0.1 a 1 % C. Austeníticos : 17 a 25 % Cr y 8 a 20 % Ni. Aleaciones Duplex : 23 a 30 % Cr, 2.5 a 7 % Ni, adiciones de Ti y Mo. Aleaciones endurecibles por precipitación, pueden tener base austenita o martensita, con adiciones de Cu, Ti, Al, Mo, Nb ó N. La Metalurgia Física de los aceros inoxidables se puede analizar mejor a partir de los diagramas de fases binarios: Fe-Ni, Fe-Cr, Cr-Ni y del diagrama ternario: Fe-Cr-Ni.6. ACEROS INOXIDABLES

6.1. Diagrama de fases 6.1.1. Diagrama Fe-Cr6.1.2. Diagrama Fe-Ni 6.1.3. Diagrama Cr-Ni

6. ACEROS INOXIDABLES 6.1. Diagrama de fases 6.1.1. Diagrama Fe-CrEl Cr estabiliza la ferrita y expande su campo, reduciendo el campo de austenita (FCC) a un pequeño loop, ver Figura 6.1-1. Por otra parte la adición de C ó N, los que son

estabilizadores de la austenita, expanden el loop de ésta y, por consiguiente, aumentan fuertemente la solubilidad del Cr en la austenita, Figura 6.1-2, 6.1-3 y 6.1-4.

Los diversos tipos de carburos que precipitan se denominan:

kc = (Cr,Fe)3 C k1 = (Cr,Fe)23 C6 k2 = (Cr,Fe)7 C3

Se debe notar que en estos diagramas de fases Fe-Cr-C, hay regiones de tres fases, por ejemplo: + + k1, esto es posible dado que el diagrama es ternario, así aplicando la regla de las fases de Gibbs tenemos:

L = C + 1 - , para C = 3 se tiene: L = 4 -

Por lo tanto, las tres fases pueden coexistir a diferentes temperaturas, en contraste con los diagramas binarios en los cuales tres fases distintas pueden coexistir, pero a una temperatura fija.

El diagrama de fases de la Figura 6.1-1, presenta en su región interior una zona donde se pueden distinguir tres nuevas fases, estas son , y `. La fase , FeCr, posee una estructura tetragonal con 30 átomos por celda unitaria, esta fase se forma muy lentamente entre los 800ºC y los 600ºC, tiene un rango de composición entre 46 y 53% de Cr. Además, a temperaturas por debajo de los 520ºC las fase se descompone en + `, mediante una transformación eutectoide bastante lenta.

6. ACEROS INOXIDABLES 6.1. Diagrama de fases 6.1.2. Diagrama Fe-Ni A temperaturas superiores a 450 °C este diagrama, ver Figura 6.1-5, está hoy generalmente aceptado, pero a temperaturas menores tiene muchos datos discutibles. La solubilidad máxima del Ni en Fe( ) alcanza un máximo entre 450 y 550 °C, Figuras 6.1-5 (a) y (b).

Es importante destacar el hecho que el Ni extiende el campo de la fase austenítica, así por ejemplo a 30% Ni el campo de austenita va de 500 a 1450 °C.

Cuando se enfría este acero desde el campo austenítico, la transformación es muy lenta, por lo tanto, se puede obtener austenita con un alto grado de sobreenfriamiento lo que proporciona la fuerza impulsora para la transformación martensítica.

La temperatura Ms baja fuertemente con el % de Ni:

%Ni Ms (ºC)

20 200

30 0

34 -220

6. ACEROS INOXIDABLES 6.1. Diagrama de fases 6.1.3. Diagrama Cr-Ni

El diagrama Cr-Ni se muestra en la Figura 6.1-6. En lo que respecta a los aceros inoxidables, una de las características más destacables es el gran campo de fase ., así por ejemplo, se puede disolver hasta 50 % de Cr en Ni (FCC) a 1350°C.

A temperaturas menores de 500°C los diagramas binarios presentan incertidumbres, que ciertamente se trasladaban al diagrama ternario Fe-Cr-Ni.

En la Figura 6.1-7 se muestra un corte horizontal de un típico diagrama ternario a 650°C. Los porcentajes (%) de cada elemento se representan en las aristas del triángulo

exterior, correspondiendo el 100% de cada elemento a cada uno de los vértices. Fracciones intermedias de un elemento se leen según líneas paralelas a la arista opuesta al vértice del respectivo elemento. Se debe notar que los bordes entre regiones de diferentes fases son superficies, por tanto la isoterma a 650°C indica los cortes de este plano horizontal a dichas superficies. La temperatura se gráfica en un eje perpendicular al papel.

A la vez, es útil la información que se desprende de cortes verticales, paralelos a una de las aristas, de estos diagramas. Estos cortes indican las fases presentes a diferentes temperaturas para un porcentaje, (%), fijo de uno de los elementos.

La Figura. 6.1-8 muestra secciones verticales del diagrama Fe-Cr-Ni para diferentes (%) fijos de Cr.

6. ACEROS INOXIDABLES 6.2. Aceros Inoxidable Ferríticos (serie 4XX)

Composiciones típicas

Nombre % Cr %C %Mo %Al

405 13 0.08   0.2

430 17 0.12    

446 25 0.20    

Casi la mitad de este tipo de acero es producido en planchas, las que se terminan con laminados en frío. Se utiliza en utensilios de cocina, partes ornamentales para autos, etc.

Son atractivos porque proporcionan buena resistencia a la corrosión líquida y a la oxidación a alta temperatura y son más baratos que los austeníticos, además de poseer buena resistencia a la corrosión tipo pitting y a la corrosión bajo tensión. Sin embargo tienen varias limitaciones, las que detallaremos a continuación:

Su formabilidad en estirado es pobre, tienen bajo coeficiente de acritud "n" y moderada deformación uniforme. Tiene una fuerte baja de la resistencia al impacto al disminuir la temperatura, (Figura 6.2-1). La temperatura de transición dúctil-frágil disminuye fuertemente al disminuir el % de C. Es sensible a las entalladuras. Normalmente se usan recocidos, en este estado sus propiedades típicas son :

YS 40 - 50 Ksi 276 - 345 MPa

UTS 65 - 80 Ksi 450 - 552 MPa

% de Elongación 20 - 30%  

Este acero recocido consiste en matriz de ferrita con partículas de carburo dispersas, (Figura 6.2-2)

  6.2.1. Fragilización

Esta se puede producir por tres causas:

Formación de fase ' : Si se calienta entre 400 y 540°C por largos períodos de tiempo, precipitan partículas de fase ', rica en Cr, (90%), en torno a dislocaciones, esto endurece el acero pero baja su ductilidad y resistencia al impacto.

Formación de Fase : Cuando aceros inoxidables Fe-Cr con contenido de Cr entre 15% y 70%, se calientan por largos períodos de tiempo entre 500 y 800°C precipita la fase . Tanto la precipitación de fase como de son lentas, éstas no ocurren en el curso de un proceso de soldadura o durante tratamientos térmicos normales. El tiempo para iniciar la formación de la fase , a 600°C, varía con el % de Cr:

24 % Cr: 800 min 31 % Cr: 100 min 33 % Cr: 40 min

Precipitación de Carburos y nitruros de Cr y Fe : Al calentar sobre 900°C y luego enfriar a temperatura ambiente un acero inoxidable comercial que contiene C y N, se produce una severa fragilización y pérdida de resistencia a la corrosión, causada por la precipitación de carburos y nitruros ricos en Cr en los bordes de grano, como por ejemplo (Cr,Fe)7C3 y/o (Cr,Fe)23C6. Estos carburos y nitruros disminuyen fuertemente el contenido de Cr en las regiones vecinas a los bordes de granos, quedando estas regiones desprotegidas respecto de la corrosión. Los defectos de este tipo pueden presentarse durante la soldadura o en tratamientos térmicos a alta temperatura. Este problema se puede resolver bajando los contenidos de C y N a niveles de 0,002 %C y 0,0095 %N, también es posible remediarlo agregando Ti o Nb, estos son fuertes formadores de carburos y evitan la formación de carburos de Cr, previniédose así las zonas desprotegidas. La resistencia a la corrosión aumenta con un mayor contenido de Cr de 16 a 28%, por otra parte la adición de un 2% de Mo mejora la resistencia a la corrosión por pitting, lo que es muy deseable ya que este tipo de corrosión es muy dañina, atacando localmente y en forma rápida.

6. ACEROS INOXIDABLES 6.3. Aceros Inoxidables Martensíticos Estos aceros difieren de los ferríticos en su mayor contenido de C (0,12 a 1,2%) y su contenido de Cr fluctúa entre un 12% y un 17%. La relación entre C y Cr debe ser tal

que puedan ser austenitizados, es decir, que al ser calentados se caiga dentro del loop de austenita. Para esto se debe cumplir la siguiente relación :

El loop de austenita y su variación con el C se puede observar en la Figura 6.1-2.

Estos aceros pueden ser templados y revenidos para lograr tensiones de fluencia en el rango de 550 a 1860 MPa. El contenido de Cr les da gran templabilidad, esto permite que puedan ser templados al aire, aún en secciones grandes.

El más usado de los aceros inoxidables martensíticos es el 410, (su composición típica es: 11.5 a 13.5 %Cr y 0.15 %C como máximo). El diagrama de enfriamiento isotérmico típico se muestra en la Figura 6.3-1. El revenido debe evitar el rango de temperatura entre 440 y 540°C, esto porque se produce una fuerte reducción de la resistencia al impacto, la que coincide con un endurecimiento secundario, esta fragilidad se atribuye a la morfología del carburo antes que a los fenómenos de segregación (Figuras 6.3-2 y 6.3-3).

Esta tendencia a la fragilidad se reduce agregando pequeñas cantidades de Nb, el que afecta la nucleación de Cr23C6 y además produce refinación del grano.

En condiciones de recocido la microestructura de la aleación 410 consiste en una matriz equiaxial de granos de ferrita con carburos dispersados aleatoriamente, Figura 6.3-4. En condiciones de templado al aire y revenido la estructura de esta aleación consiste en martensita con precipitado de partículas de carburo, Figura 6.3-5.

La microestructura de la aleación 440C templada al aire presenta endurecimiento debido a precipitación de carburos gruesos (Fe, Cr) en una matriz martensítica, Figura 6.3-6.

La resistencia a la corrosión de los aceros inoxidables martensíticos es relativamente pobre en comparación con los austeníticos y ferríticos. La mayoría de los aceros inoxidables martensíticos contienen sólo el mínimo requerido de Cr (12%) para su pasividad en ambientes húmedos, ya que si se añadiera más Cr se promovería la formación de ferrita a expensas de la austenita, la cual es necesaria para la formación de la martensita. Sólo cantidades limitadas de otros aleantes, como Ni, pueden ser adicionadas esto debido a que la transformación de austenita a martensita se ve inhibida.

En desmedro de la soldabilidad y de la resistencia al impacto, la resistencia a la tracción de los aceros inoxidables al Cr puede incrementarse aumentando el % de C: 0,2% para el 431; 0,6-0,75% para el 440A; 0,75-0,95 % para el 440B; 0,95-1,2 % para el 440C.

Un uso interesante para el acero 440C es la fabricación de herramientas de corte que requieren resistencia a la corrosión.

6. ACEROS INOXIDABLES 6.4. ACEROS INOXIDABLES AUSTENíTICOS Los aceros inoxidables austeníticos son esencialmente aleaciones ternarias de Fe, Cr y Ni, que contienen de un 16 hasta un 25% de Cr y de un 7 a un 20% de Ni, estas aleaciones son llamadas austeníticas debido a que su estructura permanece austenítica, (FCC, Fe- ) a temperatura ambiente. La mayor parte de estos aceros contienen de un 0,06 a 0,1 % de C. Cabe señalar que algo del Ni de esta aleación puede ser reemplazado por Mn sin alterar la estructura austenítica del acero.

Típicos Aceros Inoxidables Austeníticos

Tipo % Cr % Ni % C % Mn % Mo

302 17-19 8-10 0.15 2.0  

304 18-20 8-10 0.08 2.0  

310 24-26 19-22 0.25 2.0  

316 16-18 10-14 0.08 2.0 2.3

304L 18-20 8-10 0.03 2.0  

316L 16-18 10-14 0.03 2.0 2-3

Este tipo de acero inox. posee una estructura austenítica a temperatura ambiente después de un recocido a alta temperatura, esto es debido principalmente al efecto estabilizador del Ni sobre la austenita. El Ni amplía la región donde la austenita es estable, además de bajar la temperatura Ms.

Debido a su estructura FCC son no magnéticos y poseen alta resistencia al impacto a bajas temperaturas. Por ser de una sola fase son fácilmente soldables, además, debido a esto su tensión de fluencia es baja y pueden ser endurecidos sólo por trabajo en frío o

por elementos en solución sólida. Su desventaja es su alto costo y su susceptibilidad a la corrosión bajo tensión.

El acero 301, (17%Cr, 8%Ni), puede ser fuertemente endurecido mediante deformación en frío. Cabe señalar que en el estado recocido la diferencia entre la tensión de fluencia y la tensión máxima es de 40 Ksi a 120 Ksi, por lo tanto, tiene un alto coeficiente de endurecimiento por deformación (n). La ductilidad es muy alta, (70% de elongación), la tensión de fluencia y la tensión máxima aumentan bastante con el porcentaje de deformación en frío, ver Figura 6.4-1. Este acero tiene una estructura austenítica inestable a temperatura ambiente, con la deformación en frío se forma una fracción de martensita, la que colabora al fuerte endurecimiento; en el caso del acero 304, (19 %Cr, 9 %Ni), no se produce martensita por deformación, por tanto el endurecimiento, siendo importante, es menor que en el caso del 301, ver Figura 6.4-2.

 

Estos aceros tienen la mejor resistencia a la corrosión, a medida que el ambiente es más corrosivo, (por temperatura o por ácidos más fuertes), se utilizan aceros inoxidables con mayores cantidades de elementos de aleación, un ejemplo de esto es el AISI 304. La adición de 2% de Mo aumenta resistencia a la corrosión por pitting, AISI 316.

En la Figura 6.4-3 se puede observar que un acero de 18%Cr y 8%Ni cuando se enfría lentamente desde 1050°C, en un rango de 850°C y 400°C sufre abundante precipitación de carburos de Cr en los bordes de granos. El Cr a estas temperaturas tiene baja velocidad de difusión; por tanto la región vecina a los bordes de grano se vacía de Cr y queda sensible a la corrosión intergranular. El tratamiento térmico correcto es recocer entre 1120 y 1050°C para disolver todos los carburos y luego enfriar rápido, (al aire o al agua), para evitar la precipitación de carburos. Sin embargo, si este acero se calienta nuevamente a 600°C durante dos horas por ejemplo, se produce una precipitación continua de carburos en los bordes de grano, lo que es muy perjudicial.

Para solucionar el problema de la precipitación de carburos de Cr hay dos soluciones posibles :

Rebajar el % de C, por ejemplo al orden de 0,03%, estos son los aceros L. Adicionar agentes formadores de carburos Ti: se agrega 5 veces el % de C Columbio (Niobio): se agrega 10 veces el % de C.

Otro problema que debe tenerse presente con los aceros austeníticos es su baja resistencia a la corrosión bajo tensión, Figura 6.4-4, en ambientes con iones cloruro, aún en la presencia de trazas de iones cloruros. Las tensiones residuales existentes en el material promueven la corrosión bajo tensión. Este efecto es localizado y opera en ausencia de corrosión generalizada, la fractura ocurre en forma transgranular con escasa o nula deformación plástica y a menudo con efectos catastróficos. Este tipo de fractura ocurre en los aceros que contienen Ni, y con el mayor riesgo en aceros con los porcentajes

usuales de Ni. Los remedios no son simples, porque consisten en reducir tensiones y eliminar iones cloruro.

7. Cobre y sus Aleaciones 7.1. Obtención y Tipos de Cobre El cobre se obtiene a partir de minerales sulfurados (80%) y de minerales oxidados (20%), los primeros se tratan de pirometalurgia y los segundos de hidrometalurgia.

El proceso de tratamiento de los sulfuros se puede resumir de la siguiente forma:

Chancado. Molienda Húmeda. Concentración por flotación. Secado de la pulpa. Fusión-conversión. Hornos Convertidores. Hornos de Ánodo, refinación a fuego. Refinación Electrolítica.

7. Cobre y sus Aleaciones 7.1. Obtención y Tipos de Cobre Chancado. El mineral transportado de la mina es reducido de tamaño mediante trituración en máquinas chancadoras en etapas sucesivas, como son etapa primaria, secundaria y terciaria al final de la cual el mineral ha sido reducido en su diámetro en aproximadamente media pulgada, Figuras 7.1-1, 7.1-2 y 7.1-3.

7. Cobre y sus Aleaciones 7.1. Obtención y Tipos de Cobre Molienda Húmeda. Al metal chancado se le agrega agua y algunos reactivos, para luego ser cargados en molinos de barras o de bolas, conteniendo cerca de 200 ton de bolas de acero. El mineral tiene a la salida un diámetro promedio de 0,2 mm. Este proceso se conoce con el nombre de molienda húmeda. La pulpa así producida pasa continuamente por un ciclón separador que retorna las partículas más gruesas al molino, Figuras 7.1-4, 7.1-5 y 7.1-6.

7. Cobre y sus Aleaciones 7.1. Obtención y Tipos de Cobre  

Concentración por flotación. La concentración de la pulpa se realiza en celdas de flotación, Figura 7.1-7. Insuflando aire y mediante agitación mecánica, sumado a la adición de reactivos, se captan las partículas ricas en cobre las cuales pasan a formar una espuma que se ubica en la parte superior de la celda, por donde sale, Figura 7.1-8, y continúa a las etapas siguientes del proceso. El material pobre en cobre, llamado cola, decanta y sale por el fondo de la celda y es conducido a tranques de relave donde se deposita. En una etapa posterior de flotación se separa el concentrado de cobre de la molibdenita.

7. Cobre y sus Aleaciones 7.1. Obtención y Tipos de Cobre

Secado de la pulpa. Los concentrados de cobre provenientes de la planta de flotación contienen mucha agua, la cual debe ser reducida. El proceso se inicia en los decantadores, Figuras 7.1-9 (a) y 7.-10. La pulpa espesa que sale del fondo del decantador se lleva a filtros que reducen la humedad de un 50% a un 16%, Figura 7.1-9 (b), quedando un "queque" que se envía a fundición de concentrados. Previamente a la fundición se baja la humedad hasta un 5 u 8% en un horno secador, Figura 7.1-9 (c).

7. Cobre y sus Aleaciones 7.1. Obtención y Tipos de Cobre

Fusión-conversión. Los procesos de fusión-conversión de concentrados de cobre pueden considerarse químicamente como una progresiva oxidación del hierro y del azufre contenidos en el concentrado según las siguientes reacciones:

1) FeS (l) + Cu2O (l) Cu2S (l) + FeO (l)

2) Cu2S (l)+ 2 Cu2O (l) 6 Cu (l)+ SO2 (l)

Las principales alternativas establecidas a escala industrial para efectuar la fusión de concentrados son el Horno de Reverbero,

Figura 7.1-11, y la Fusión Flash, Figuras 7-1-12 y 7.1-13. En la fusión flash el concentrado se suspende en gas oxidante mediante fusión y conversión parcial del concentrado, por reacción en el oxígeno en la llama flash. Por otra parte, el horno de reverbero es un tipo de bath smelting en que el concentrado se funde agregándolo a un baño fundido. En este último se separan la escoria, que es la capa superior de menor densidad, del eje o mata, que es la capa inferior más pesada que contiene el cobre y los metales nobles, contiene 40 a 50% de cobre.

7. Cobre y sus Aleaciones 7.1. Obtención y Tipos de Cobre

Hornos Convertidores. El proceso de purificación del eje o mata continúa en los hornos convertidores, Figuras 7.1-14 y 7.1-15, éstos son cilindros largos que descansan horizontalmente sobre cilindros que le permiten girar en un arco de 45º. Al convertidor cargado con eje y fundente se le inyecta aire a presión por medio de toberas, produciéndose así reacciones químicas exotérmicas formando una intensa llama. Estas reacciones corresponden a la oxidación del azufre, del hierro y de algunas impurezas como: As, Sb, Bi, Pb, Sn y Cd, así por ejemplo, el azufre se elimina en forma de SO2 gaseoso, y las escorias fundidas retornan al reverbero para recuperar el cobre que pueda quedar. El cobre que proviene de los convertidores se llama cobre blister y contiene un 99,4% de cobre. El cobre blister puede ser moldeado como tal o ser enviado a hornos de ánodos, Figura 7.1-16.

7. Cobre y sus Aleaciones 7.1. Obtención y Tipos de Cobre  

Hornos de Ánodo, refinación a fuego. Los hornos de ánodo tienen por objeto eliminar el máximo posible de las impurezas contenidas en el cobre blister mediante pirometalurgia, refinación a fuego. Para este tipo de refinación se ocupan hornos cilíndricos y hornos de reverbero. Los hornos se cargan con blister líquido que viene de los hornos convertidores, la remoción de impurezas se lleva a cabo mediante oxidación y escorificación. La oxidación se efectúa mediante soplado de aire, el cual oxida las impurezas, como el baño de cobre queda saturado de oxígeno, éste se extrae inyectando petróleo diesel y vapor por toberas o introduciendo en el horno grandes troncos de madera verde, esto último se conoce como poling. Luego de la refinación a fuego se obtiene un cobre de aproximadamente 99,60% a 99,92% de pureza. El cobre así refinado es moldeado en forma de ánodo, luego de enfriados, estos son enviados a la refinería electrolítica, Figura 7.1-17.

7. Cobre y sus Aleaciones 7.1. Obtención y Tipos de Cobre

Refinación Electrolítica. Se lleva a cabo en estanques que contienen una solución de sulfato de cobre y ácido sulfúrico, Figuras 7.1-18 y 7.1-19. Se colocan alternadamente los ánodos de cobre y láminas de cobre puro, éstas son las láminas iniciales o cátodos iniciales. Al aplicarse corriente eléctrica continua, los ánodos se disuelven y pasan a la solución y de allí los cátodos iniciales toman iones de cobre engrosándose. Así, en un

período aproximado de 14 días se forman cátodos de cobre con pureza de 99,95% los cuales pesan aproximadamente 135 kg. El cátodo es el principal producto comercial y se vende como tal.

Una fracción de los cátodos se funden nuevamente para producir wirebars, Figura 7.1-20, cuya principal ventaja es tener la forma apropiada para ser introducidos directamente en los laminadores donde se inicia el proceso de producción de alambres conductores de electricidad. Para producir los wirebars se funden los cátodos en un horno tipo reverbero o en hornos verticales, para esta operación es necesario usar combustibles muy bajos en azufre. Si se utiliza un horno de reverbero, una vez fundido el cobre sigue una etapa de oxidación con lanzas de aire, una eliminación de escoria y una reducción final con troncos de madera verde, en cambio en el horno vertical sólo es necesario fundir el mineral. El cobre así obtenido tiene una pureza de al menos 99,98% de Cu y una conductividad eléctrica de 100 a 101,5 IACS, luego se moldea de la forma mostrada en la Figura 7.1-21.

Barros Anódicos. Algunas impurezas contenidas en el ánodo cuando éste se disuelve por electrólisis caen al fondo de los estanques, Figura 7.1-22, formándose un lodo llamado barro anódico, éste contiene oro, plata, selenio, teluro y algo de cobre. Estos barros son tratados en plantas de metales nobles, en ellas dichos metales son recuperados como Metal Doré, aleación de 95-99% de plata, 1-2% de oro y pequeñas cantidades de paladio y platino, todos estos elementos pueden separarse después mediante procesos electrolíticos y químicos.

7. Cobre y sus Aleaciones 7.1. Obtención y Tipos de Cobre

7.1.1. Tratamiento de Minerales Oxidados   Los minerales son reducidos de tamaño por chancado y molienda.

En la fase siguiente el cobre es separado de los minerales que lo contienen, mediante lixiviación. Se deposita el mineral en grandes recipientes con una solución de ácido sulfúrico, el cual va lentamente disolviendo el cobre e incorporándolo a la solución como sulfato de cobre.

Como resultado de la lixiviación se obtiene por una parte mineral sólido con muy poco cobre, llamado ripio, el cual luego de un lavado se lleva a botaderos, y por otra parte, una solución rica en cobre, 40 gr. de Cu/lt. Hay diversos métodos para extraer el cobre de la solución lixiviada, los más usados en Chile son:

1. Cementación: usado principalmente en la pequeña y mediana minería, consiste en colocar la solución de lixiviación en contacto con chatarra de hierro. El hierro reemplaza al cobre en la solución y éste precipita como polvo fino llamado cemento de cobre. La solución con sulfato de hierro y sin cobre se descarta.

2. Precipitación Electrolítica: aplicada en la gran minería. Las soluciones enriquecidas por lixiviación son llevadas a una serie de estanques electrolíticos dispuestos en forma de cascada. Cada estanque contiene ánodos de plomo antimonal, (polo positivo), y cátodos iniciales, éstas son láminas delgadas de cobre electrolítico, que son engrosadas por el proceso y conforman el polo negativo. Los ánodos y cátodos son colocados en forma alternada de manera tal, que siempre quede un cátodo entre dos ánodos insolubles. Al pasar la corriente por la solución entre ánodo y cátodo, se deposita cobre sobre el cátodo o lámina inicial, mientras que en el ánodo se desprende oxígeno y se genera el ácido sulfúrico. En cinco días el cátodo adquiere unos 70 kg. y su pureza es de 99,2 a 99,4% de Cu. La solución, pobre en cobre y rica en ácido sulfúrico, puede ser sacada del baño y retornada a la planta de lixiviación.

Tal como en el caso de los minerales sulfurados, el cátodo puede ser refundido y refinado en un horno de reverbero, elevándose su pureza a 99,96% de Cu, este cobre se moldea en forma de wirebars u otras formas comerciales.

La Figura 7.1-23 muestra un diagrama del ciclo de fabricación de los minerales y chatarras de cobre hasta los productos acabados.

7. Cobre y sus Aleaciones 7.2. Cobre Puro en Productos Comerciales

Los procesos de colada introducen oxígeno al cobre. La unidad utilizada para indicar su cantidad es "partes por millón" (ppm), donde 100 ppm = 0,01%. El oxígeno produce partículas de Cu2O, que aparecen como glóbulos dispersos en el cobre, Figura 7.2-1.

El oxígeno por un parte tiene una influencia benéfica sobre la conductividad eléctrica, porque se combina con las impurezas en solución sólida en el cobre que la reducen, por otra parte si el cobre se somete a temperaturas superiores a 300ºC en atmósfera reductora que contiene hidrógeno, se

forma vapor de agua en los bordes de grabo, produciendo una fuerte fragilización del cobre, Figura 7.2-2.

Los tipos de cobre puros comerciales son los siguientes:

Cobre electrolítico Cu-a1, (Cu ETP: Electrolic Tough Pitch). Pureza mínima 99,90% de Cu, 200 a 400 ppm de O. Conductividad eléctrica en estado recocido de 100 IACS. Cobre Térmico, (refinado a fuego), Cu-a2: Cu-FRHC (Fire Refined High Conductivity). Es semejante en composición y conductividad eléctrica al Cu-a1, pero contiene mayor cantidad de impurezas como Se, Te y Pb. Cobre Térmico, Cu-a3 (Cu-FRTP: Fire Refined Tough Pitch). Es menos puro que el Cu-a2, composición mínima de cobre 99,85% de Cu y su conductividad no está garantizada. Cobres desoxidados. Pueden ser cobres refinados electrolíticamente o térmicamente. La desoxidación se logra en la fundición agregando fósforo en forma de fosfuro de cobre. La desoxidación elimina la fragilización en atmósferas reductoras de alta temperatura, teniendo además, buena soldabilidad. El exceso de fósforo queda disuelto en solución sólida en el cobre, produciendo una fuerte reducción de la conductividad eléctrica. Hay dos tipos de cobre con contenido mínimo de 99,90%, los cuales se nombran a continuación: Cobre Cu-b1 (Cu-DHP: desoxidado con fósforo y alto fósforo residual). Contiene 130 a 500 ppm de P con una conductividad eléctrica de 70 a 90 IACS. Se utiliza en tuberías de cobre y en planchas para techumbres. Cobre Cu-b2 (Cu-DLP: desoxidado con fósforo y bajo fósforo residual). Contiene 40 a 120 ppm de P y una conductividad eléctrica de 85 a 98 IACS. Se usa en soportes de componentes eléctricos. Cobres libres de Oxígeno. Estos se producen a partir de cobre electrolítico y se funden en hornos de atmósfera inerte o con desoxidante en cantidades muy controladas. Tienen alta conductividad eléctrica, alta deformabilidad e insensibilidad a las atmósferas reductoras. Son característicos del cobre libre de oxígeno los siguientes tipos: Cobre Cu-c1 (Cu-OF: Oxigen Free). Contenido mínimo de Cu es de 99,95%, poseen una conductividad eléctrica, una vez recocido, de 100 IACS. Cobre Cu-c2 (Cu-OFE: Oxigen Free Electronic Grade). Contenido mínimo de Cu es de 99,99%, poseen una conductividad eléctrica, una vez recocido, de 101 IACS.

1. Propiedades Mecánicas

El cobre puro comercial sólo puede endurecerse por deformación, siendo sus principales propiedades mecánicas las siguientes:

Estado Tensión Máxima (MPa)

Tensión de Fluencia 0,2% (MPa)

% Elongación Ruptura

0 230 60 45

¼ duro 260 190 25

½ duro  300 250 14

4/4 duro 350 320 6

  2. Procesamiento del Cobre

Tratamientos Térmicos. La Figura 7.2-3 muestra la variación de dureza en función del tiempo a diferentes temperaturas para cobre puro 4/4 duro.

El cobre duro recocido se presenta muy bien para operaciones en frío como son: doblado, estampado y embutido. Su aptitud para el mecanizado es sólo un 20 % del latón con plomo.

Todas las técnicas de soldadura y de brasage son aplicables sin restricción en los cobres desoxidados: Cu-b1 y Cu-b2 y exentos de oxígeno Cu-c1 y Cu-c2. En las variedades que contienen oxígeno, la presencia de hidrógeno, cuya difusión es muy elevada a altas temperaturas, produce fragilización por acumulación de vapor de agua en los bordes de grano. En estos casos el brasage a baja temperatura es aplicable sin restricción.

7. Cobre y sus Aleaciones 7.3. Aleaciones de Cobre

A continuación se hablará de cobre con contenidos de aleación menores a 2,5%. Estas pequeñas cantidades de elementos de aleación mejoran las características mecánicas o de aptitud para el mecanizado del cobre, sin alterar excesivamente su conductividad eléctrica, térmica y su resistencia a la corrosión.    

1. Elementos de aleación que favorecen el endurecimiento por deformación

 

Aleación Estado Tens. Máx. MPa

Tens. Fluencia MPa

% Elongación Conduct IACS

Cu-a1 0 230 60 45 100

Cu-a1 H14 350 320 6  

CuCd (1,0%) 0 260 80 45 86

CuCd (1,0%) H14 520 480 3  

CuCdO, 8 SnO 0 280     67

CuCdO, 8 SnO H14 760     62

Los cobres con cadmio se usan para líneas eléctricas aéreas de fuerte solicitación mecánica, catenarias y cables de contacto para trolebús.    

2. Elementos que elevan la temperatura de recristalización

Estos elementos permiten que se mantenga el endurecimiento por deformación cuando se eleva la temperatura. Todos los elementos que se disuelven en solución sólida elevan la temperatura de recristalización, así por ejemplo:

Un 0,8% de Ag eleva la temperatura de recristalización en 150ºC.

Un 0,12% de Sn permite que el cobre pueda calentarse hasta 350ºC por una hora sin perder sus características mecánicas. Esta aleación es interesante para fabricar soportes de componentes electrónicos como son: transistores, diodos o circuitos integrados.

El CuAl2O3 comienza su recristalización hacia los 900ºC.    

3. Elementos que favorecen el mecanizado

El azufre y el plomo mejoran la aptitud para el mecanizado, tanto el plomo como el azufre tienen muy baja solubilidad en el cobre, separándose como plomo, en el primer caso, o como Cu2S, en el segundo. Estos colaboran a fracturar las virutas en los procesos de mecanizado.

El cobre con azufre mantiene alta conductividad eléctrica, alrededor de 94 IACS.    

4. Cobres endurecibles por precipitación

Ejemplo de estos son los Cobres al cromo y al cromo-circonio. Las Figuras 7.3-1 y 7.3-2 muestran los diagramas de fase Cu-Cr y Cu-Zr.

% en Peso de Cromo

 

Punto A B C D E

ºC 1083 1070 1070 1470 1070

%Cr 0 0.65 1.5 37 100

Punto F G H I  

ºC 1000 800 600 400  

%Cr 0.4 0.15 0.07 < 0.03  

% en Peso de Circonio

 

Punto A B C D E

ºC 1083 965 965 965 900

%Cr 0 9 0.15 9 0.08

Punto F G      

ºC 750 500      

%Cr 0.03 0.01      

a. Aleaciones Cobre-Cromo

Estas aleaciones contienen 0,5 a 1% de Cr. A 100ºC se disuelve un 0,37% de Cr en el cobre, al bajar la temperatura baja también, fuertemente, la solubilidad del Cr permitiendo así el endurecimiento por precipitación, esto se realiza mediante un tratamiento de solución a 1000ºC, temple y precipitación a 500ºC.

La aleación binaria Cu-Cr es susceptible a decohesiones bajo la acción de una tensión aplicada por períodos prolongados entre 80ºC y 3000ºC, siendo además sensible al efecto de entalladura.

Las aleaciones de Cobre-Cromo-Circonio (CuCrO, 8ZrO, 15) eliminan el riesgo a la decohesión a alta temperatura que tienen las aleaciones cobre-cromo.

Estos dos tipos de aleación, es decir, las de Cobre-Cromo y las de Cobre-Cromo-Circonio se utilizan cuando se desea alta conductividad eléctrica o térmica,

asociada a altas resistencias en caliente; es típico su uso en: electrodos de soldadura por resistencia, barras de colectores, contactores de potencia, equipos siderúrgicos y resortes conductores.

b. Aleaciones de Cobre-Circonio

Contienen típicamente desde un 0,1% a 0,2% de Zr, de acuerdo con el diagrama de fases, Figura 7.3-2, se observa que es inútil agregar una mayor cantidad de Zr.

La resistencia mecánica de esta aleación se conserva hasta 300ºC y disminuye levemente hasta llegar a los 500ºC. Se utiliza cuando se desea alta resistencia mecánica con alta conductividad eléctrica.  

A continuación se detallan en forma esquemática las propiedades mecánicas de las aleaciones Cu-Cr y Cu-Zr.

Aleación Estado Tens. Máx. (MPa)

Tens Fluencia (MPa)

% Elongación Conduct IACS

Cu-Cr Precipitado 400 300 15 80

Cu-Cr Precipitado + Def. en frío

520 450 6 80

Cu-Zr Precipitado + Def. en frío

370 300 5 92

c. Cobre-Fierro-Fósforo y Cobre-Cobalto-Fósforo

El endurecimiento por precipitación proviene de partículas de Fe2P y CO2P. Estas aleaciones se utilizan en circuitos integrados y en leadframes, tienen una buena conductividad eléctrica junto con buenas propiedades mecánicas y resistencia a la temperatura.  

A continuación se detallan en forma esquemática las propiedades mecánicas de las aleaciones Cu-Fe-P y Cu-Co-P

Aleación Estado Tens. Máx. (MPa)

Tens Fluencia (MPa)

% Elongación Conduct IACS

CuFe2, 3PO,O3 460 415 7 65

CuFeo, 1PO, O3 400 380 10 92

CuCoO, 28PO, O8 465 400 6 85

Para el tratamiento de envejecimiento, las anteriores aleaciones son sometidas a las siguientes temperaturas de solución y de envejecimiento respectivamente, cabe señalar que el envejecimiento se practica por 2 ó 3 horas:

Aleación Temp. Solución Temp. Envejecimieto

Cu-Cr y CuCrZr  950-100 450-500

Cu-Zr 925 400-500

Cu-Fe-P 800-900 550-600

  1. Latones

  Los latones son aleaciones en base a Cobre y Zn, contienen típicamente entre 5 y 45% de Zn y eventualmente otros elementos como: Pb, Sn, Mn, Al, Fe, Si, Ni y As, los cuales en pequeñas proporciones mejoran propiedades específicas.  

1. Latones binarios

Son las aleaciones Cu-Zn. La Figura 7.3-3 muestra el diagrama de fases Cu-Zn.

Punto A B C D E

ºC 1083 902 902 902 834

%Zn 0 32.5 36.8 37.6 56.5

Punto F G H I J

ºC 834 454 454 468 468

150 60.0 39.0 45.5 48.9 57.5

Punto K L M N  

ºC 150 200 200 200  

%Zn 33.6 46.6 50.6 59.1  

Aquellos latones con contenidos de Zn menores al 33% son monofásicos, ya que presentan solamente la fase , en cambio, por sobre el 36% de Zn los latones

son bifásicos con fases y ´, la primera fase tiene estructura cristalina FCC, (cúbica centrada en las caras) y la segunda está formada por dos redes simples cúbicas entrelazadas. Los latones entre 25% y 36% de Zn poseen las mejores características de ductilidad y tienen las más amplias aplicaciones. Sobre los 454ºC la fase ´ se transforma en , la cual tiene una estructura cristalina BCC, (cúbica centrada en el cuerpo).

La fase es muy maleable en frío, permitiendo grandes deformaciones por laminado, repujado, estirado y forja en frío. Tanto la resistencia a la tracción, (tensión máxima), como la tensión de fluencia y la deformación a la ruptura aumentan con el contenido de Zn, Figura 7.3-4.

La fase ´ es dura y frágil. Cabe señalar que su presencia es deseable cuando se buscan buenas propiedades para el mecanizado. Por otra parte, la fase resulta de la fase ´sobre los 454ºC, se caracteriza por ser maleable a alta temperatura, por tanto latones con fase ´ son muy adecuados para el conformado plástico a

altas temperaturas. Las Figuras 7.3-5 y 7.3-6 muestran las microestructuras de latones monofásicos, (fase ), y bifásicos, (fases y ´), respetivamente.

b. Latones al plomo

El plomo es prácticamente insoluble en los latones y se separa en forma de finos glóbulos, favoreciendo la fragmentación de las virutas en el mecanizado. También el plomo tiene un efecto de lubricante por su bajo punto de fusión, disminuyendo el desgaste de la herramienta de corte.

Algunas aleaciones típicas son:

CuZn35Pb2, aleación monofásica apta para deformación en frío, como por ejemplo para conformado en matriz y forja en frío, acepta fácilmente operaciones posteriores de mecanizado.

CuZn39Pb2, aleación bifásica, apta para conformado en caliente, y para mecanizado en frío.

CuZn40Pb3, aleación bifásica, muy buena para mecanizado a altas velocidades.

c. Latones complejos

La presencia de otros elementos de aleación puede modificar las propiedades intrínsecas de las fases presentes o modificar la proporción entre las fases. De acuerdo a la teoría de Guillet todas las adiciones hechas a los latones binarios pueden evaluarse en un "equivalente en Zn", pasándose así a un porcentaje equivalente (ficticio) de zinc (Cu'%):

donde:

x es el porcentaje del elemento de aleación

k es el coeficiente de equivalencia en Zn.

Algunos coeficientes k son los siguientes:

Ni = -1.2, Co = -1, Pb = 0, Mn = 0.5, Cd = 0.7, Fe = 0.9, Sn = 2, Al = 6, Si = 10

De esta fórmula resulta que los elementos con k < 1 aumentan la proporción de fase , mejorando la maleabilidad en frío, en cambio, aquellos con k > 1 aumentan la propoción de ´, mejorando la aptitud al conformado en caliente.

Algunas aleaciones interesantes son:

CuZn30AS: el As evita la deszincificación, se usa principalmente en intercambiadores de calor en aguas dulces.

CuZn29Sn1 (latón almirantazgo): la presencia de 1% de Sn favorece la formación de una capa protectora de SnO2. Se usa en tubos de intercambiadores de calor y evaporadores en contacto con aguas ácidas o poluídas, pero poco salinas.

CuZn22Al2: el Al proporciona buena resistencia a la corrosión-erosión. Se usa para intercambiadores de calor con agua dulce o de mar.

CuZn40Pb2Al1: Aleación típìca para grifería, es muy usada para fundición en coquilla.

CuZn23Al4Mn3: Aleación de fundición de alta resistencia.    

1. Procesamiento de latones

Calentamientos por 0,5 a 2 horas a temperaturas entre 250 y 325 ºC se pueden utilizar para eliminar tensiones residuales, esto es importante cuando se desea evitar la corrosión bajo tensión a la cual son sensibles los latones con más de 15 % Zn en medios que contienen amoníaco.

Los recocidos para recristalizar se pueden estimar de la Figura 7.3-7.

El mecanizado

La siguiente tabla da una comparación para diferentes aleaciones, manteniendo la velocidad de corte constante:

Aleación Veloc de Corte m/min

Indice Mecanizado

CuZn4OPb3 610 100

CuZn39Pb2 520 85

CuZn28 310 51

CuSn8 225 37

Acero Mecanizado 195 32

Acero al Co, 38 125 20

Acero Aleado 117 19

Fundición Ferrítica 105 17

Acero Templado 27 4

Soldadura

Todos los tipos de latón puede ser soldados por brasage al estaño. Los latones binarios se prestan bien para los procedimientos tradicionales de soldadura. La soldadura con arco y oxiacetilénica deben ser conducidas con cuidado para evitar evaporación de Zn, la soldadura de punto o por resistencia es más fácil mientras mayor sea el % de Zn, porque así aumenta la resistividad, en cambio, los latones al plomo se sueldan mal.    

1. Bronces

Los bronces son aleaciones de cobre con estaño, aún cuando se les suele utilizar más ampliamente para otras aleaciones de cobre. La aleaciones industriales de bronce tienen en general entre 3 y 20 % de Sn. La fusión del bronce debe ser hecha en un medio reductor para desoxidar antes de la colada, esto se logra mediante el fosfuro de cobre, por lo tanto, todos los bronces retienen un 0,03 a 0,1 % de P.

La Figura 7.3-8 muestra parte del diagrama Cu-Sn. El diagrama de equilibrio (líneas llenas) se observa solamente con enfriamientos muy lentos, en la práctica industrial es aplicable el diagrama de líneas de trazos. Los bronces son monofásicos (fase ) sólo si el contenido de Sn es menor al 4%, para contenidos mayores aparece la fase .

La fase , que es rica en cobre, es maleable en frío, mientras que la fase es dura y frágil, y se busca eliminarla mediante homogenización. Las Figuras 7.3-9 (a) y (b)

muestran las microestructuras de un bronce CuSn6P, en la Figura 7.3-9 (a) se muestra la estructura dendrítica de colada continua, mientras que en la Figura 7.3-9 (b) se muestra la misma aleación después de un proceso de homogenización.

Los bronces tienen buena resistencia a la corrosión en atmósferas industriales y marinas, son resistentes al desgaste y tienen fuerte resistencia mecánica, además son poco sensibles a la corrosión bajo tensión y al pitting, y son excelentes para producir piezas fundidas.  

Bronces de laminación

A continuación se nombrarán los tipos más importantes de bronces para laminación:

Bronces binarios. Utilizados principalmente para la laminación en frío, la fase debe ser muy limitada, por eso estos bronces contienen entre 2 y 9 % de Sn. Las principales aleaciones son: CuSn4P, CuSn6P y CuSn9P. Son muy adecuados para la laminación en frío, pero no así para la laminación en caliente, por esto se prefiere producirlos a partir de coladas continuas de alambrones o de bandas delgadas que luego se laminan en frío.

Bronces fosfóricos. estos latones tienen de 0,1 a 0,2 % de P, con el cual se produce Cu3P, éste aumenta la dureza y la resistencia al desgaste del bronce.

Bronces al Zinc. La adición de 4 a 10 % de Zn disminuye la proporción de fase , mejorando la maleabilidad de la aleación pero disminuyendo la resistencia al desgaste. Si además se agrega un 4% de Pb mejoran las propiedades de mecanizado.

Bronces de fundición Contienen de un 4 a un 13 % de Sn con adiciones de Zn, Pb y P.

Bronces binarios. Las características mecánicas de estas aleaciones dependen de la cantidad de fase , al aumentar esta fase disminuyen la tensión máxima y el alargamiento a la ruptura. La aleaciones CuSn12 y CuSn8 son excelentes para ser moldeadas.

Bronces al plomo. A estas aleaciones se les agrega hasta un 7% de plomo para mejorar la aptitud para el mecanizado. Con porcentajes entre 6 y 30% de plomo, como por ejemplo las aleaciones CuSn5Pb20 y CuSn10Pb10, se mejora la resistencia del bronce a la fricción, usándose principalmente para bujes o cojinetes.

Bronces al zinc y al plomo. Si se agrega Zn como desoxidante en el metal líquido, mejora la moldeabilidad de la aleación. Estos bronces se usan en grifería de agua a presión, en grifería de vapor y en piezas que deben ser estancas al petróleo y gasolina. La estanqueidad es provista por el plomo. Principales aleaciones de este tipo son: CuSn5Pb5Zn5, CuSn7Pb6Zn4.    

1. Propiedades mecánicas de los bronces

Los bronces binarios pueden adquirir alta resistencia mecánica mediante la deformación en frío.

En el estado recocido las características mecánicas son función del tamaño del grano, ver Figura 7.3-10.

1. Cuproaluminios

  Los cuproaluminios son aleaciones que contienen entre 4 y 14 % de Aluminio. El diagrama de fases de equilibrio se muestra en la Figura 7.3-11.   Cuproaluminios monofásicos ( )

La solubilidad sólida del Aluminio en el Cobre a 565ºC llega hasta un 9,4% de Al, si bien en la práctica los cuproaluminios monofásicos ( ), llegan hasta el 8% de Al.

Se caracterizan por ser resistentes mecánicamente y aptos para la deformación en frío, presentando además buena resistencia a la corrosión. Son particularmente adaptados para la deformación en frío, permitiendo la fabricación de laminados y de tubos, dado que su endurecimiento por deformación es más elevado que el de los latones. La deformación en caliente sólo es posible si las impurezas (Pb, Si) son estrictamente controladas.

La resistencia a la corrosión atmosférica de estas aleaciones es buena y presentan un hermoso color dorado. Respecto de la corrosión en agua de mar resisten bien la corrosión selectiva llamada desaluminización. Estas aleaciones son menos sensibles que los latones a la corrosión bajo tensión en ambiente amoniacal, sin embargo son muy sensibles a la corrosión intergranular bajo tensión en presencia de vapor sobrecalentado, agua de mar o salmueras calientes, este fenómeno se reduce agregando de 0,15 a 0,3 % de Sn.

Las principales aleaciones son: CuAl6 y CuAl6Ni2 para aleaciones monetarias, CuAl8 y CuAl7Fe2 para placas tubulares de intercambiadores de calor.

Cuproaluminios bifásicos Cuando el porcentaje de Aluminio supera el 8%, sobre 900ºC aparece la fase y se entra en una región bifásica, sobre 9,5 % de Al aparece la posibilidad de la transformación eutectoide apareciendo la fase 2, que es dura y fragiliza el material. Si este tipo de aleación con fase es templada rápidamente hasta temperatura ambiente se produce una transformación martensítica similar a la de los aceros, consistente en una fase metaestable de estructura tetragonal llamada ´.

Como ejemplo consideremos una aleación CuAl9,8 enfriada de diferentes maneras a partir de 900ºC, luego de calentamientos de 1 hr:

Si se templa hasta temperatura ambiente la estructura será casi pura martensita ´, tendrá alta resistencia y baja ductilidad.

Si se enfría lentamente hasta 800ºC o hasta 650ºC y luego se templa hasta temperatura ambiente, se formará una cantidad menor de martensita ´, disminuyendo su resistencia y aumentando su ductilidad.

Sin embargo, si se enfría lentamente hasta 500ºC, debajo de la temperatura eutectoide, y luego se templa hasta temperatura ambiente, la fase se descompone en + 2, la que se denomina "perlita de cuproaluminio", la aleación tendrá en este caso baja resistencia y baja ductilidad, esto debido a la presencia de la fase 2 que es frágil. La fase 2 se evita en las aleaciones industriales por su efecto dañino para la ductilidad. Las diversas microestructuras obtenidas se muestran en la Figura 7.3-12.

El tratamiento térmico más corriente para la aleación CuAl10 consiste en temple desde 900ºC, que resulta en una estructura completamente martensítica ´, y luego revenido a temperaturas entre 400ºC y 650ºC.

Propiedades mecánicas con distintos tratamientos térmicos se muestran en la siguiente tabla:

Tratamiento Térmico Tens. Fluencia Mpa

Tens. Máx Mpa

% Elongación Dureza Bhn

CuAl9,8Calentamiento a 900ºC seguido de:

       

Temple hasta temperatura ambiente 320 680 4 225

Enfriamiento lento hasta 800ºC + temple 300 600 9 216

Enfriamiento lento hasta 600ºC + temple 150 430 17 138

Enfriamiento lento hasta 500ºC + temple 135 300 5 136

         

CuAl9,4Calentamiento a 900ºC seguido de:

       

Temple hasta temperatura ambiente 190 760 29 187

Temple + revenido 1 hr a 400ºC 210 760 29 185

Temple + revenido 1 hr a 600ºC 240 700 34 168

Temple + revenido 1 hr a 650ºC 220 650 48 150

La Figura 7.3-13 muestra la variación de las propiedades mecánicas de aleaciones de cuproaluminios en función de variaciones en el % de Aluminio. La tensión máxima y la elongación aumentan en las aleaciones monofásicas ( de 0 a 8% de Al), a medida que la fase aumenta la tensión máxima sigue aumentando, pero la elongación disminuye drásticamente.

Debido a la fase estas aleaciones son particularmente aptas para el trabajo en caliente y la soldadura. Estas aleaciones bifásicas o polifásicas son poco sensibles a la corrosión bajo tensión en medio amoniacal, además, son insensibles a la corrosión bajo tensión en presencia de vapor sobrecalentado, de agua de mar o de salmueras calientes.

Algunas aleaciones típicas son:

CuAl9Ni3Fe2 y CuAl9Ni5Fe3, se utilizan principal-mente en la fabricación de placas tubulares y planchas para calderería.    

Cuproaluminios de fundición Contienen generalmente entre un 9 y un 12% de Aluminio, son en general aleaciones bifásicas o polifásicas. Algunas aleaciones principales son: CuAl9Ni3Fe2; CuAl10Fe3, CuAl10Fe5Ni5 y CuAl12Fe5Ni5. El Ni ayuda a evitar la desalinización, mientras que el Fe, Ni y Mn mejoran aún más las propiedades mecánicas. Estas aleaciones se utilizan principalmente en bombas, hélices, turbinas y elementos de intercambiadores de calor.    

1. Aleaciones Cupro- Níquel

El cobre y el níquel son mutuamente solubles en todas las proporciones como lo indica el diagrama de fases de la Figura 7.3-14.

Los cuproníqueles se caracterizan por:o excelente resistencia a la corrosión, especialmente en agua de mar en

movimiento o insensibilidad a la corrosión bajo tensión o mantienen la resistencia mecánica a temperaturas de 300 a 400 ºC o conductividad eléctrica y térmica relativamente débiles.

Se usan principalmente en intercambiadores de calor, especialmente en aquellos que trabajan con agua de mar y también en monedas.

Se conforman bien en frío y se sueldan bien si tienen una pureza bien controlada.

Las principales aleaciones contienen entre 5 y 45% de Ni, se agrega un poco de Mn para transformar todo el azufre de la aleación en MnS. El CuNi44Mn se caracteriza por una resistividad eléctrica constante frente a variaciones en la temperatura de trabajo. Las adiciones de Fe se efectúan para mejorar las

características a la corrosión-erosión en agua de mar; además mejora sus propiedades mecánicas.

Estas aleaciones tienen una propiedad muy importante que es el rechazar los organismos marinos, esta propiedad se llama antifouling, es primordial porque en equipos que trabajan con agua se mar se van depositando organismos marinos que dificultan la circulación del agua y estimulan la corrosión.

Aleaciones más importantes utilizadas son: CuNi10Fe1Mn, CuNi30Mn1Fe.

Los cuproníqueles se pueden conformar en planchas y en tubos, además se pueden usar para piezas fundidas, en general llevan la adición de fierro para mejorar su resistencia a la corrosión-erosión.

Una síntesis de propiedades mecánicas de aleaciones cuproníquel se muestra en la siguiente tabla:

Aleaciones Binarias Tensión de Ruptura MPa

Límite Elástico 0.2% (Mpa)

% Elongación Dureza  Vickers

CuNi5 270 90 45 65

CuNi20 330 135 43 85

CuNi25 350 145 43 90

CuNi30 360 150 40 95

CuNi44Mn 470 200 40 110

         

Aleaciones con adición de Fierro

       

CuNi5Fe 280 100 40 70

CuNi5Fe1Mn 320 120 40 75

CuNi5Mn1Fe 375 155 40 100