METALURGIA BÁSICA INTEGRADA
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UNIVERSIDAD DE SAN CARLOS DE GUATEMALA FACULTAD DE INGENIERÍA ESCUELA DE INGENIERÍA MECÁNICA PROYECTO DE INVESTIGACIONES METALÚRGICAS “INTRODUCCIÓN A LA METALURGIA” CURSO BÁSICO PARA INGENIEROS Roberto Alejandro Aguilar Rivas Guatemala, septiembre de 2012
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UNIVERSIDAD DE SAN CARLOS DE GUATEMALA
FACULTAD DE INGENIERÍA
ESCUELA DE INGENIERÍA MECÁNICA
PROYECTO DE INVESTIGACIONES METALÚRGICAS
“INTRODUCCIÓN A LA METALURGIA”
CURSO BÁSICO PARA
INGENIEROS
Roberto Alejandro Aguilar Rivas
Guatemala, septiembre de 2012
2
Roberto Alejandro Aguilar Rivas
Ingeniero Mecánico, Universidad de San Carlos de Guatemala. Doctor en Metalurgia, Atlantic
International University, Honolulu, Hawaii, USA. Estudios superiores en los niveles académicos de
Maestría, Doctorado y Post-Doctorado en Metalurgia de la Transformación, en la Comisión Nacional de
Energía Atómica de Argentina (CNEA).
Ex Gerente de Operaciones, Tecnólogo y Director de Calidad de Aceros de Guatemala. Ex Catedrático
de Metalurgia e Investigador Asociado de la USAC, dentro del Proyecto Multinacional de Metalurgia
OEA-CNEA, Argentina. Director de INDESA ─ Ingeniería Investigación y Desarrollo ─. Profesor-
Investigador, Escuela de Ingeniería Mecánica USAC.
3
INDICE
INTRODUCCIÓN .................................................................................................................... 6
CUADERNO I ......................................................................................................................... 8
CAPÍTULO I ............................................................................................................................ 9
ASPECTOS GENERALES DE LA METALURGIA EXTRACTIVA .......................................... 9
El origen de los metales .................................................................................................. 9
Recuperación de los Metales .......................................................................................... 9
Preparación Física de los Minerales ............................................................................... 9
Tratamientos Químicos .................................................................................................. 10
1.-Tratamiento de los óxidos ......................................................................................... 10
2.- Tratamiento de los sulfuros ...................................................................................... 11
3.-Tratamiento de los Carbonatos y de los sulfatos ....................................................... 12
EL HIERRO .......................................................................................................................... 12
Estructura cristalina ....................................................................................................... 12
Minerales de Hierro ....................................................................................................... 13
El Alto Horno ................................................................................................................. 14
ALEACIONES HIERRO-CARBONO ..................................................................................... 18
Fundiciones o Hierro Fundido ........................................................................................ 19
El Acero ......................................................................................................................... 22
Los aceros al carbono ................................................................................................... 22
Los aceros aleados ........................................................................................................ 23
CAPÍTULO II ......................................................................................................................... 26
INTRODUCCIÓN A LA METALURGIA FÍSICA .................................................................... 26
1. Tipos de Unión Atómica. ............................................................................................ 26
2. Relación entre las Propiedades Microscópicas y los Tipos de Unión atómica. ........ 29
3. Estructura Cristalina: ................................................................................................ 30
4. Planos cristalinos. Índices de Miller: ......................................................................... 32
5. Defectos de las Redes Cristalinas: ........................................................................... 34
6. Aleaciones: ............................................................................................................... 35
7. Fases intermedias: ................................................................................................... 36
8. Metalografía: ............................................................................................................. 37
CUADERNO II ...................................................................................................................... 55
CAPÍTULO III ........................................................................................................................ 56
COMPORTAMIENTO MECÁNICO Y RECRISTALIZACIÓN ................................................ 56
1. El Ensayo de Dureza ................................................................................................. 56
2. El Ensayo de Impacto ................................................................................................ 58
3. El Ensayo de Tracción: .............................................................................................. 61
Comportamiento Elástico ............................................................................................... 65
4
Comportamiento Plástico ............................................................................................... 69
Recristalización.............................................................................................................. 74
CAPÍTULO IV ....................................................................................................................... 94
DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO ............................................................................................. 94
Regla de las Fases de Gibbs ......................................................................................... 96
Aplicación a sistemas Binarios ...................................................................................... 99
Soluciones Sólidas Binarias o Sistemas Isomorfos ..................................................... 100
Regla de la Palanca ..................................................................................................... 105
El Concepto de Reacción en los Diagramas de Equilibrio ........................................... 116
EL SISTEMA HIERRO-CARBONO .................................................................................... 132
METALOGRAFÍA DEL ACERO ................................................................................... 133
CUADERNO III ................................................................................................................... 140
CAPÍTULO V ...................................................................................................................... 141
LA SOLIDIFICACIÓN DE LOS METALES ......................................................................... 141
1. Principios Básicos de Solidificación ....................................................................... 141
2. El Fenómeno de la Nucleación .............................................................................. 141
3. El Progreso de la Solidificación. ............................................................................ 147
4. Solidificación de Soluciones Sólidas ...................................................................... 151
5. La Segregación del Soluto durante la Solidificación. ............................................. 152
LAS ESTRUCTURAS DE SOLIDIFICACIÓN DE LAS PIEZAS FUNDIDAS ....................... 155
1. Generalidades. ...................................................................................................... 155
2. Macroestructura de los Lingotes. ........................................................................... 155
CAPÍTULO VI ..................................................................................................................... 164
TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE LOS ACEROS .............................................................. 164
1. Las propiedades fisicoquímicas del metal: .............................................................. 165
2. La forma y magnitud de la pieza tratada: ................................................................ 165
3. El concepto de homogeneización ........................................................................... 166
4. La forma y velocidad de enfriamiento ..................................................................... 166
Precipitación: ............................................................................................................... 166
Disolución: ................................................................................................................... 167
Reacción: ..................................................................................................................... 167
LAS CURVAS DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA DEL ACERO O “CURVAS TTT” (TEMPERATURA, TIEMPO, TRANSFORMACIÓN) ........................................................... 167
EL NORMALIZADO ..................................................................................................... 170
EL RECOCIDO ............................................................................................................ 171
El Recocido Total......................................................................................................... 172
El Recocido de Proceso .............................................................................................. 173
5
El Recocido de Esferoidización ................................................................................... 173
EL TEMPLE O ENDURECIDO DEL ACERO .............................................................. 174
REVENIDO .................................................................................................................. 179
Efecto del Revenido sobre las Propiedades mecánicas. ............................................. 180
Doble Revenido ........................................................................................................... 180
Bibliografía ................................................................................................................... 191
6
INTRODUCCIÓN
En Guatemala, las universidades que proyectan la educación tecnológica superior, en
el ámbito nacional, carecen de una especialización relacionada con el vasto campo de
la Metalurgia, en los distintos ramos de la Ingeniería. En este contexto, la necesidad
de contar con uno o varios cursos que sirvan para coadyuvar a resolver el problema,
y, la realización de proyectos específicos de investigación, se hace imperativa,
especialmente dentro de las proyecciones de la Ingeniería Mecánica. En tal sentido,
se ha propuesto la realización de un programa orientado al reforzamiento de los
conceptos básicos de la Ingeniería Metalúrgica, consistente en dos acciones conjuntas
de desarrollo académico, a saber: 1) La elaboración de un texto que sirva como
programa orientador de los cursos de Metalurgia y Metalografía de la Escuela de
Ingeniería Mecánica, y, 2) El desarrollo de un proyecto de investigaciones
metalúrgicas en la misma escuela. En general, este programa podría servir a las
universidades que imparten únicamente los cursos de Procesos de Manufactura, de
Ciencias de los Materiales y de Metalurgia y Metalografía.
De esta manera, con relación a la primera acción, el autor, con fundamento en: a) el
curso de Introducción a la Metalurgia, del Programa Multinacional de Metalurgia de la
Organización de Estados Americanos –OEA– y La Comisión Nacional de Energía
Atómica de Argentina –CNEA–,1969/1980; b) el curso de Metalurgia Básica Para
Ensayos No Destructivos, impartido por el suscrito, dentro del Proyecto Regional de
Ensayos No Destructivos para América Latina y el Caribe, RLA–82–T01, ONU-CNEA,
1982/1992, basado en el anterior, para lo cual contó con la autorización de la CNEA;
c) actualizaciones del suscrito por estudios e investigaciones propias, realizadas
durante varios años dentro de la industria metalúrgica nacional y en la cátedra de
Metalurgia y Metalografía en la Universidad de San Carlos de Guatemala; y, d) la
bibliografía relevante en general y la utilizada como material didáctico dentro de los
referidos proyectos, ha reunido, a la manera de texto paralelo, con el objeto de que
sirva como una fuente de consulta primaria, los aspectos generales que ha
considerado más importantes de la referida ciencia, haciendo énfasis en los conceptos
de la Metalurgia de la Transformación, dentro de cuyo campo se ha desenvuelto, y,
7
muy superficialmente, de manera introductoria, de algunos aspectos básicos de la
Metalurgia Extractiva.
A los efectos de atraer la atención de los practicantes de la ingeniería, hacia el tema,
se ha hecho énfasis más en aquellos conceptos que se relacionan de una manera
directa con la práctica y no se ha ahondado mucho en los aspectos básicos de la
Metalurgia Física.
Con base en lo anterior, se presenta el contenido del trabajo, a la manera de
cuadernos de estudio, de la siguiente forma:
CUADERNO I: Capítulo I: Aspectos Generales de la Metalurgia Extractiva. El Hierro y
las Aleaciones Hierro-Carbono. Capítulo II: Introducción a la Metalurgia Física.
CUADERNO II: Capítulo III: Comportamiento Mecánico y Recristalización. Capítulo IV:
Diagramas de Equilibrio. El Diagrama Hierro-Carbono.
CUADERNO III: Capítulo V: Principios Básicos de Solidificación de Metales y
Aleaciones. Capítulo VI: Tratamientos Térmicos de los Aceros.
8
“INTRODUCCIÓN A LA METALURGIA” CURSO BÁSICO PARA
INGENIEROS
CUADERNO I
Aspectos Generales de la Metalurgia Extractiva El Hierro y las Aleaciones Hierro-Carbono
Introducción a la Metalurgia Física
9
CAPÍTULO I
ASPECTOS GENERALES DE LA METALURGIA EXTRACTIVA
El origen de los metales
¿Qué es un Metal?:
Los metales se describen generalmente como cuerpos sólidos, no transparentes, de
lustre característico, reflectores de la luz, buenos conductores del calor y la
electricidad. En general, existen otros materiales y cuerpos no metálicos que tienen
algunas de estas propiedades, y, una definición más rigurosa debería incluir una
propiedad menos evidente pero más característica, a saber: que su coeficiente de
conductividad eléctrica disminuye al aumentar la temperatura. Esta definición es
una consecuencia del tipo de unión atómica de los metales, como veremos más
adelante.
Recuperación de los Metales
En la naturaleza, la mayor cantidad de los metales, salvo algunas excepciones, como
el oro, no existen en forma pura, sino como componentes de algunos minerales. A la
vez, los minerales poco reactivos que pueden ser tratados directamente para la
obtención del metal en bruto, generalmente se encuentran en forma de óxidos y/o
combinados entre sí. La recuperación de estos se lleva a cabo mediante ciertos
procesos, que, en su mayoría, consisten de ciertos tratamientos físicos y químicos de
concentración que facilitan su obtención en forma metálica.
Preparación Física de los Minerales
La preparación física que se realiza en los minerales, desde su obtención en las
minas, en forma bruta, para poder ser transportados hasta los lugares de
procesamiento, se concentra, fundamentalmente, en realizar ciertos procedimientos
mecánicos que consisten, entre otros, en separación, trituración y/o molienda, así
como su clasificación granulométrica, según sea el caso. La finalidad de este
tratamiento es el enriquecimiento del mineral por eliminación de la ganga, que no es
más que la cantidad de materiales no deseados como tierras y otros minerales. En el
caso de minerales complejos, se trata, al mismo tiempo, de separar los minerales
10
correspondientes a los distintos elementos. Este procedimiento se basa únicamente
en las diferencias de las propiedades físicas de las fases presentes, sin empleo de
ningún reactivo o agente químico que pudiera modificar la naturaleza de las fases. Las
propiedades físicas a tomarse en cuenta en este proceso son principalmente: la masa
volumétrica, las propiedades capilares, magnéticas y eléctricas.
Tratamientos Químicos
En su mayoría, los minerales pueden encontrarse en la naturaleza en forma de
óxidos, de sulfuros, de carbonatos y de sulfatos, por lo que se hace necesaria la
aplicación de procedimientos químicos para su recuperación, dependiendo de su
naturaleza. Bénard e.a., 19731, hacen un análisis específico sobre los tratamientos
químicos de los diversos minerales existentes en la corteza terrestre. Algunos de estos
tratamientos pueden ser:
1.-Tratamiento de los óxidos
1.1.-Ataque Alcalino
Los procedimientos de recuperación de los metales, a partir de su estado natural en
forma de óxidos, por medios químicos, es muy diversa, y, en este sentido el
procedimiento más generalizado es la formación de sales alcalinas solubles, como el
caso del Al, W, Mo, V y Cr, pero pueden reaccionar algunas impurezas como el SiO2,
lo que hace necesario un procedimiento de purificación posterior. El hierro es insoluble
en el agua, debido a que la ferrita se hidroliza. El ataque alcalino puede realizarse
mediante bases alcalinas en solución, mediante la sosa, o, mediante carbonatos
alcalinos en seco, especialmente el carbonato sódico.
Ejemplos de estos tratamientos los constituyen la recuperación del Wolframio, la
Bauxita, la Cromita, y los minerales oxidados de Hierro y de Uranio, cuando se
encuentran en determinado estado.
1.2.- Ataque Ácido
El procedimiento por ataque ácido, constituye un método muy generalizado, debido a
que una gran cantidad de sales metálicas son solubles. El ataque no es selectivo, las
1 Bérnard-Michel-Philibert-Talbot. Metalurgia General. Ed. Hispano Europea. Barcelona, España. 1973
11
gangas calcáreas son completamente atacadas por los reactivos y la separación de
las diferentes sales metálicas se hace muy dificultosa.
Como ejemplos pueden citarse el tratamiento de los minerales de tungsteno que
pueden ser atacados por el ácido clorhídrico; los minerales de titanio; la arcilla para la
extracción de alúmina y los minerales de uranio.
1.3.- Ataque por Halógenos
El halógeno más utilizado es el cloro, ya que el flúor sólo se emplea muy
ocasionalmente. Dado que los metales de transición pueden alcanzar grados de
oxidación elevados, los cloruros son a menudo muy volátiles. Estos procedimientos se
utilizan en los casos del mineral de titanio, el cromo, niobio, tántalo y boro. El flúor se
ha empleado en el caso de Uranio.
1.4.- Ataque por la Cal
La cal reacciona, a temperatura bastante elevada, con los óxidos de carácter ácido o
anfótero en particular con la sílice SiO2, para dar un silicato de calcio, al mismo tiempo
que deja libre el óxido metálico. A alta temperatura la reacción es rápida, sobre todo si
se forma una escoria silicatada fusible. El silicato SiO2CaO funde a unos 1500ºC; el
eutéctico SiO2(20)CaSiO3(80) funde a 1450ºC. Esta temperatura puede ser rebajada
por la presencia de Alúmina o de otros óxidos metálicos. A esta reacción va asociada
una oxidación que lleva al óxido metálico liberado a un estado de oxidación superior,
o, a una reducción que deja libre al metal.
A la manera de ejemplo, puede citarse el método que consiste en formar una escoria
de fácil separación: la cal se hace reaccionar sobre SiO2 y Al2O3 para eliminar la
ganga siliciosa y liberar los óxidos metálicos de su enlace. Esta técnica se aplica a los
óxidos de metales poco reactivos con óxido poco estable, en presencia de un reductor,
obteniéndose un metal en bruto que debe luego ser afinado. Este es el principio de la
metalurgia del hierro, del cobre y del plomo, y, de la metalurgia mixta plomo-cinc.
2.- Tratamiento de los sulfuros
Los minerales sulfurados, en especial los del cobre, de cinc y de plomo, están muy
extendidos y hay que tener presente que se pueden enriquecer fácilmente por
flotación. Estos sulfuros contienen frecuentemente productos secundarios de gran
12
interés, como la plata y el cadmio. Son menos estables que los óxidos, puesto que el
azufre es menos electronegativo que el oxígeno. Algunos sulfuros se disocian por
simple elevación de la temperatura, quedando liberado el metal. Habría que analizar
los procesos de tostación y oxidación, para formarse una idea más clara. Entre los
metales recuperados por estos procesos, se puede mencionar el cobre el cinc, el
plomo y el molibdeno.
3.-Tratamiento de los Carbonatos y de los sulfatos
Estos compuestos metálicos son generalmente disociados antes del tratamiento de
elaboración, debido a que estas disociaciones son endotérmicas y graban el
presupuesto de elaboración.
Los carbonatos y los sulfatos se disocian dando un sólido y un gas. Por ejemplo:
CaCO3 ←→ CaO + CO2 + 42.5 Kcal
ZnSO4 ←→ ZnO + SO3 + 45.4 Kcal
Algunos carbonatos y sulfatos que se pueden incluir en estos procesos son:
El carbonato de hierro, el carbonato de calcio, el carbonato de bario y el sulfato de
bario.
EL HIERRO
Como se ha dicho anteriormente, el hierro es un metal que no existe en forma pura en
la naturaleza, si no en estado mineral en forma de óxidos. En estado puro no tiene
utilización industrial. Es de color gris, magnético y altamente dúctil. Como muchos de
los metales, es buen conductor del calor y la electricidad. Su temperatura de fusión es
de aproximadamente 1535/1538ºC; su peso específico es de 7.8 kg/dm3. Su calor
latente de fusión es de 69/70 calorías. Su calor específico a 15ºC es de 0.116
calorías y cerca de su punto de fusión es de 0.162 calorías.
Estructura cristalina
La estructura cristalina del hierro obedece a su naturaleza de unión metálica, como se
verá en el capítulo II, todos los electrones son compartidos por todos los átomos. Los
electrones de valencia forman una especie de nube o gas electrónico que mantiene
unidos a los iones metálicos, ver Fig. II.4. Este “gas electrónico” es, además, la causa
13
de la alta conductividad eléctrica de los metales. Otro hecho importante es que todos
los iones metálicos son equivalentes y pueden intercambiarse sin dificultad. De allí la
característica de la unión cristalina de los metales en órdenes de corto, mediano y
largo alcance.
Con base en lo anterior, al hierro puro, le corresponde, a temperatura ambiente, la
estructura bcc, cúbica de cuerpo centrado, conocida como ferrita, Fig. II-12, que es
la responsable de sus propiedades de alta ductilidad y maleabilidad, y, por sus
características alotrópicas, que consisten en la propiedad de los metales de cambiar
su estructura cristalina dependiendo de las temperaturas a que se someten, a altas
temperaturas, arriba de los 908ºc, le corresponde la estructura ccc, cúbica de caras
centradas, conocida como austenita, Fig. II-12 (A) y (B). Las propiedades mecánicas
de los metales se asocian directamente a las estructuras cristalinas que presentan.
Minerales de Hierro
El hierro, como se hizo referencia a los metales en general, se encuentra en la
naturaleza en forma de varios minerales, entre los que destacan las diferentes formas
de óxidos y de carburos. Estos minerales constituyen la materia prima más
importante para la obtención del hierro bruto. La mayor utilización a niveles
industriales se concentra en la explotación de los óxidos. Para que el mineral de
hierro tenga valor comercial, debe ser relativamente puro y disponible en grandes
cantidades.
La mayoría de los minerales contienen de 20 a 50% de hierro metálico, pero hay
minerales que contienen hasta 60% de hierro puro.
Los minerales más importantes para la obtención del hierro son:
a. Hematina roja, es un óxido de hierro (Fe2 O3).
b. Limonita o hematina parda. Es un óxido hidratado de hierro.
c. Magnetita. Consiste en un óxido ferroso-férrico (Fe3 O4).
d. Siderita, que es un carbonato de hierro (FeCO3).
En Guatemala no existen yacimientos de importancia que justifiquen la inversión para
la obtención del preciado metal. En el nororiente del país se han encontrado algunas
betas, o menas de hematita, pero se han considerado de poca importancia para su
14
explotación. La disponibilidad de las arenas ferrotitaníferas de la costa del pacífico no
ha sido avalada por estudios formalmente planteados, en cuanto a los beneficios
socioeconómicos que podrían aportarse, ni mucho menos del impacto ambiental que
se produciría sobre las pocas áreas de recreación, empezando por el manejo y destino
de las escorias.
Existen otra serie de óxidos de hierro que se usan en menor escala y los minerales
sulfurados que no se usan en escala industrial por su alto contenido de azufre, como
la pirita de hierro y la pirita de cobre, conocidos también como “oro de tontos”, por su
color y aspecto brillante.
El Alto Horno
La infraestructura más importante para la recuperación del hierro metálico en estado
bruto, en forma de lingotes, la constituye el “alto horno”.
El alto horno es una estructura en forma de torre cilíndrica, vertical, construida de
acero, la cual se reviste interiormente con materiales refractarios, en su mayoría
ladrillos, escogidos adecuadamente en función de la temperatura y del ataque químico
que sufre dependiendo de la zona o sector del mismo. Tiene una altura promedio entre
veinticinco y treinticinco metros, y, el hogar, o sea el fondo donde se deposita el metal
líquido, tiene un promedio aproximadamente de 8 metros de diámetro. La capacidad
de producción de los altos hornos varía en función de sus dimensiones, pero puede
considerarse un promedio de aproximadamente 1000 toneladas de hierro bruto por
día.
La recuperación del metal en el alto horno se lleva a cabo cargando el mineral en
forma de capas alternas con coque y piedra caliza, en cantidades proporcionales. Los
materiales se cargan por una compuerta ubicada en la parte superior del horno, por
medio de transportadores de carga, a través de un plano inclinado. La operación se
realiza inyectando aire precalentado, por los mismos gases producidos durante el
proceso, por medio de toberas distribuidas geométricamente cerca del fondo, con
una presión de aprox. 2.5 m de columna de agua. Este aire procedente de varios
intercambiadores de calor, puede alcanzar hasta los 500 ºC. Los precalentadores son
también conocidos como estufas Cowper. El aire caliente suministra la cantidad
necesaria de oxígeno para producir la combustión del coque y forma gas de óxido de
15
carbono, que, a su vez, reduce los óxidos ferrosos que componen el mineral, dejando
el hierro bruto o arrabio en estado líquido.
Al realizarse la combustión del coque se genera un calor interno que alcanza
temperaturas de aproximadamente 1500 ºC. El hierro fundido se recoge en la solera
en el fondo del horno. La función de la piedra caliza, es actuar como fundente,
combinándose con la ganga y el resto de impurezas del mineral y del coque,
produciéndose una escoria suficientemente fluida. La escoria se extrae también en el
fondo del horno, por una serie de vertederos o piqueras diseñados especialmente para
el efecto, a intervalos frecuentes, ya que esta flota sobre el hierro por diferencia de
densidad. El hierro líquido se vierte en lingoteras, o es trasladado directamente a
otros hornos para la obtención de fundiciones o de acero.
El hierro obtenido por este proceso se llama hierro bruto o arrabio (en inglés: pig iron;
en México: hierro chancho). Este hierro no es puro, sino que contiene porcentajes
determinados de silicio (0.5 a 4%); de manganeso (0.1 a 1.5%); fósforo (0.5 a 1.5%);
azufre (0.03 a 1%) y otros elementos considerados como impurezas. Además como el
hierro en estado líquido posee gran afinidad con el carbono, lo absorbe del coque en
una cantidad entre 2 a 4.5%.
Los tres elementos: silicio, manganeso y carbono, son necesarios para la obtención de
las propiedades deseadas en las piezas fundidas y en el acero, mientras que el azufre
y el fósforo constituyen impurezas que pueden ser perjudiciales en función de su
concentración.
El arrabio, como producto terminado se utiliza en pocas proporciones para piezas
fundidas que no requieren mayores exigencias de homogeneidad en sus propiedades,
tales como contrapesos, etc. Su destino generalmente es para la fabricación de
fundiciones y de acero. De ahí que los productos de la conformación del hierro se
dividan en dos grandes grupos de las así llamadas aleaciones hierro-carbono: acero
y fundiciones.
16
Representación esquemática de un alto horno, según la USS Corp. Ref. (20)
Fig. I-1.
17
El Alto Horno y su equipo complementario. Según la USS Corp., Ref. (20)
Fig. I-2
18
ALEACIONES HIERRO-CARBONO
Como ya hemos señalado, tanto el hierro puro como el arrabio, no tienen utilización
industrial. Para tal efecto, el hierro debe ir acompañado de otros elementos
denominados aleantes, que le dan las características fisicoquímicas que lo convierten
en el metal de mayor consumo y mayor utilidad en el mundo.
El aleante más relevante, que le proporciona al hierro las propiedades mecánicas de
resistencia más importantes, es el carbono, que es el elemento responsable de
establecer las dos grandes divisiones de estos materiales, debido a su forma de
presentarse en combinación con el mismo, dando origen a características
cristalográficas que inciden en dichas propiedades.
Desde 0.02 hasta el 2% de carbono, la aleación constituye el vasto grupo de los
aceros (estas composiciones suelen variar en escasos porcentajes según algunos
autores). Del 2 al 6.7% de carbono, se forman los grupos de las fundiciones, también
llamadas hierro fundido o hierro colado, aunque las fundiciones con contenidos de
carbono arriba de 3.5% son muy escasas.
Debido a su origen mineral y a los procesos de recuperación y elaboración, siempre se
encuentran presentes en estas aleaciones, además del carbono, el manganeso, el
silicio, el azufre y el fósforo; los dos primeros son sus principales aleantes, y, los dos
últimos, como se dijo anteriormente, constituyen impurezas. Por otro lado,
dependiendo del destino y la utilización de los productos terminados, los principales
elementos adicionales que pueden presentarse en conjunto o en forma individual, son
el níquel, el cromo, el molibdeno, el vanadio, el tungsteno y el cobre.
La división de estos dos grandes grupos, los aceros y las fundiciones, está dada por la
solubilidad en estado sólido, a altas temperaturas, del hierro y la cementita, cuyo límite
es entre 1.7% y 2% de carbono. De hecho existen aceros comerciales para
tratamiento térmico con 2% de carbono, que alcanzan altas propiedades de dureza.
Los componentes metalográficos más importantes de estas aleaciones son, en el
equilibrio: grafito, ferrita, cementita, perlita y austenita (que se analizarán más
adelante).
En Guatemala, existe, en los medios comerciales, un concepto muy importante que se
menciona a continuación y es el término conocido como “hierro o acero dulce”, que
19
corresponde realmente a los aceros de muy bajo carbono, y, se convierte en un
término de comparación relativo: un acero es más dulce que otro cuanto menor es su
contenido de carbono. Por ejemplo un acero A1006 es más dulce que un acero A1008.
Sin embargo, en los medios populares suele confundirse este término con el de hierro
colado o hierro fundido.
Fundiciones o Hierro Fundido
Como dijimos anteriormente, las fundiciones se encuentran entre el intervalo de 2.0%
a 6.67% de carbono, siendo su principal constituyente metalográfico el grafito, que
consiste en cristales de carbono separados. La presencia, la forma y la cantidad de
grafito separado definen la clasificación de las fundiciones, que se pueden dividir en
cuatro grandes grupos, a saber:
Fundición Gris: Presenta una considerable cantidad de grafito separado en forma de
hojuelas, tiene un contenido de carbono entre 2.6 y 3.8%. Cuanto mayor es la
precipitación del grafito tanto más blando es el hierro fundido y esto lo hace más
maquinable; su apariencia presenta una superficie porosa. El silicio favorece la
formación de grafito, mientras el manganeso la dificulta.
El color gris de la fundición es determinado por su contenido de grafito; la superficie de
su fractura se caracteriza por la uniformidad de sus granos. Esta es la fundición más
empleada en la industria y se utiliza principalmente para la fabricación de maquinaria,
columnas, tubería y otros objetos comerciales en general.
Fundición Blanca: esta fundición Se caracteriza por la ausencia total, o casi total del
grafito, encontrándose el carbono combinado con el hierro como carburo de hierro
(Fe3 C). Se obtiene la fundición blanca cuando se evita la trasformación del grafito, ya
sea realizando el enfriamiento rápido de las piezas fundidas, por añadidura de una
elevada proporción de manganeso, o bien por la disminución del contenido de silicio, o
en presencia de varias de estas circunstancias a la vez.
La fundición blanca se emplea para la fabricación de piezas de elevada dureza, tales
como cilindros de laminación, ruedas de ferrocarril, blindajes, placas para
quebrantadores, etc. Su color es blanco metálico y el color de su fractura es bastante
blanca.
20
Fundición Maleable: Se obtiene por tratamiento térmico de la fundición blanca,
permitiéndose la precipitación del grafito en forma de pequeñas concentraciones
equiaxiales, contrario a su precipitación normal en forma de hojuelas. El tratamiento
térmico cambia las características mecánicas de las piezas, que muestran cierta
ductilidad y comportamiento similar a los aceros.
Fundición Nodular: Conocida también como fundición globular o esferoidal, es similar
a la fundición maleable con la diferencia en su forma de obtención y a que las
concentraciones de grafito son geométricamente más homogéneas, de forma
esferoidal. Se obtiene desde el estado líquido, en el momento de la colada, por
aplicación de inoculantes como el magnesio y el cerio, en forma de ferroaleaciones,
obteniéndose un producto final con nódulos de grafito sobre una estructura
generalmente de ferrita y perlita. Ha sido muy difundida en los últimos años por sus
propiedades especiales que muestran las características de una fundición con un
grado relativamente alto de ductilidad. Su utilización se ha ampliado en la industria
automotriz para piezas de alto compromiso como los ejes de levas y de cigüeñales.
Fig. I-3. Fundiciones Nodulares, según Howard E.D. Ref. (14)
21
Fundiciones de acero, Blanca, Gris y Maleable, según Howard E. D. Ref. (14)
Fig. I-4.
Fundición atípica (raar)
Fig. I-5
22
El Acero
Como se dijo anteriormente, el acero constituye el segundo grupo de las aleaciones
hierro-carbono, aunque en importancia por su volumen de utilización, debido a la
versatilidad de sus propiedades físico-químicas y mecánicas en general, es el
producto de mayor utilización industrial en el mundo. Por otro lado, su composición
química está formada por Fe, C, Mn y Si, que son los responsables de sus altas
propiedades mecánicas, complementariamente, siempre se presenta acompañado de
bajos tenores de P y S, que se analizan como impurezas indeseables y cuyo
contenido en peso no debe exceder del 0.03%. Sin embargo, es usual encontrar
aceros con contenidos hasta del 0.05% de estos dos últimos elementos.
Las propiedades más importantes del acero las constituyen su alta resistencia a las
solicitaciones mecánicas, principalmente a la tensión, compresión, ralladura, mellado,
impacto, etc. Esto por sus características de ductilidad, elasticidad y tenacidad, en
función de su estructura cristalina, acompañadas de su realmente importante
alotropía o polimorfismo y su gran susceptibilidad a los tratamientos térmicos. Todo
esto se podrá analizar más detenidamente en los capítulos específicos.
Para su estudio y análisis puede dividirse en dos grandes grupos, dependiendo de la
concentración de sus componentes químicos: a) Aceros al Carbono y, b) Aceros
aleados.
Los aceros al carbono (plain carbon steels, en inglés), suelen dividirse en tres
grandes grupos, aunque el objeto y los límites de esta división no están totalmente
definidos:
a. Aceros de Bajo Carbono, Cuyas concentraciones en peso van desde 0.02% hasta
0.30% de C.
b. Aceros de Mediano Carbono, cuyas concentraciones en peso van desde 0.30%
hasta 0.60% de C.
c. Aceros de Alto Carbono, cuyas concentraciones en peso van desde el 0.60% hasta
el 1.7 (o, 2.0) % de C.
La mayor cantidad de los aceros comerciales al carbono casi nunca pasan del 1% en
peso de este último elemento y se utilizan en la construcción de elementos
estructurales como barras de refuerzo para hormigón armado, perfiles estructurales,
23
chapas de todo tipo, incluyendo las destinadas a la fabricación de barcos, tanques de
contención y almacenamiento de agua, etc. También se destinan a la fabricación de
elementos de máquinas, principalmente ejes y soportes, además de una gran cantidad
que se utiliza para la fabricación de piezas fundidas de acero. La ASM y la AISI Suelen
designar a los aceros por un número precedido de la letra A, y, los aceros al carbono
se nominan con el número diez. Los dos últimos dígitos representan el contenido
porcentual promedio de carbono.
Ejemplos:
El acero A1015 es un acero al carbono porque se identifica con el número 10 y la cifra
15, indica que su contenido de carbono es de 0.15 % en promedio + 0.02. El Acero
1025, es un acero al carbono conteniendo un promedio de 0.25% de carbono + 0.02.
El porcentaje de Mn, Si. P y S se especifican en las tablas correspondientes.
Los aceros aleados constituyen el segundo grupo señalado, ya que las propiedades
mecánicas de este metal, pueden mejorase agregándole cantidades adicionales de
otros elementos, principalmente metálicos, que a la vez suelen dividirse en dos
grandes grupos conocidos como:
Aceros de baja aleación, en los que puede incluirse los aceros microaleados, cuyo
contenido de aleantes no suma más del 8%.
Aceros de alta aleación, en los que se incluyen los aceros inoxidables o de alta
resistencia a la corrosión, y, cuya suma de elementos aleantes es mayor del 8%.
Fabricación: La fabricación del acero se realiza por diversos procedimientos, ya sea a
partir directamente del arrabio en estado líquido, o bien del estado sólido,
complementándose con el uso de chatarras. Hace varias décadas, se han
implementado los procesos de reducción directa que parten directamente de
concentrados pre-reducidos del mineral en forma de pellets. Los procesos de
fabricación del acero reciben el nombre de los hornos empleados para su producción,
siendo los principales los siguientes:
5. El horno Siemens Martin u horno de hogar abierto.
6. Convertidor Bessemer
7. Convertidor Thomas
8. Convertidor de oxígeno
24
9. Hornos eléctricos de arco o de inducción.
La fabricación se lleva a cabo a partir del metal en estado líquido, ya sea del arrabio
obtenido directamente del alto horno, o, de la fusión de las materias primas realizada
en cualquiera de los hornos citados. El común denominador de los procesos de
fabricación referidos lo constituye la eliminación de impurezas y el control de las
cantidades de los componentes requeridos. A la parte fundamental del proceso se le
denomina “afino”, que consiste en tratar de obtener la homogeneidad química del
compuesto, por medio del agregado de oxígeno en forma directa, o por medio de
insuflamiento de aire del ambiente que lo aporta. Simultáneamente se establece el
balance de los componentes necesarios, eliminando todos los elementos no deseados
o impurezas a través de la escoria, cuyo control contribuye también a la obtención del
producto de alta calidad.
Los procesos se realizan en su mayoría por medio del método conocido como de
“óxido-reducción”, que consiste en producir óxidos de los elementos indeseados, los
cuales sobrenadan en una escoria de alta fluidez, que se cambia durante el proceso
por medio de cal o piedra caliza y luego se produce el bloqueo o reducción por medio
del agregado de aleantes de más fácil oxidación que el metal base. Este es el caso del
agregado de manganeso y silicio que, a la vez de producir el bloqueo o reducción
durante la reacción, mejoran las propiedades mecánicas del acero.
El proceso empleado en Guatemala, es el de horno eléctrico de arco que utiliza
chatarras ferrosas como materia prima, produciendo casi el 40% del acero al bajo y
mediano carbono consumido en el país, en forma de alambrón y sus derivados, acero
de construcción para refuerzo de hormigón y perfiles estructurales de bajo
compromiso. La siguiente tabla proporciona la clasificación de los aceros al carbono
más importantes y su composición química.
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TABLA I-1 ACEROS AL CARBONO
Según la USS Corp. Ref. (20)
26
CAPÍTULO II
INTRODUCCIÓN A LA METALURGIA FÍSICA
(Este capítulo, como el III y el IV se fundamentan en el curso de Introducción a la
Metalurgia preparado e Impartido por los Doctores Susana Comas y Daniel Vasallo,
con la asistencia del Dr. José Ovejero, en la Comisión Nacional de Energía Atómica
de Argentina, para el desarrollo de los Cursos Panamericanos de Metalurgia a nivel
de Maestría, dentro del Programa Multinacional de Metalurgia de la OEA). Los
conceptos analizados no han perdido vigencia dentro del vasto campo de la
Metalurgia, tal como puede verse en un sinnúmero de publicaciones actuales2-3.
1. Tipos de Unión Atómica.
Para la conformación de los materiales, los átomos se encuentran organizados de tal
manera que su unión característica define el tipo de material en particular, que puede
ubicarse en uno de los tres grandes grupos conocidos como sólidos, líquidos y gases.
Los átomos en general, están formados por un núcleo y electrones que se desplazan
alrededor de ese núcleo. Los electrones se distribuyen siguiendo ciertas reglas
cuánticas en diferentes niveles. Los electrones de la capa exterior o electrones de
valencia son los responsables del comportamiento químico del elemento. Los gases
raros, de gran estabilidad química, tienen ocho electrones en su capa externa (dos en
el He). Los átomos que no tienen ocho electrones en su última órbita tienden a
adquirirlos mediante los diferentes tipos de unión, que se definen a continuación, para
adoptar configuraciones de menor energía.
Unión Iónica: Es el caso del ClNa, Fig. II-1; un átomo de Na cede su electrón de
valencia a un átomo de Cl. El átomo de Na se transforma en un ión positivo y el de Cl
en un ión negativo. Las fuerzas electrónicas originadas por esta cesión de electrones
son las responsables de la unión de los átomos. Por otra parte, los iones positivos se
rodean de los iones negativos y viceversa, dando origen a cristales que pueden
2 Alicia Sarce. Introducción a la Ciencia de los Materiales. PMM, CNEA, Argentina. 2009.
3 METALS HANDBOOK. American Societe for Metals. USA. 2004
27
considerarse como macromoléculas. Estos cristales presentan débil conductividad
eléctrica, por movimiento de los iones dentro de la red.
Unión Covalente u Homopolar: Los átomos no ceden electrones como en el caso
anterior, sino que los electrones son compartidos por los átomos que forman la
molécula. En el H, por ejemplo, Fig. II-2, los átomos comparten su electrón y su
configuración electrónica se asemeja a la del He. Otros ejemplos son O2, N2, F2, y FH.
En el caso del FH se ve que los átomos no necesitan ser de la misma especie. Fig. II-
3. El Si tiene 4 electrones de valencia. Un átomo se puede considerar en el centro de
un tetraedro compartiendo electrones con sus cuatro vecinos, Las uniones covalentes
pueden formar cristales, como en el caso del diamante o el Si, pero en otros casos
(oxígeno, por ejemplo) se produce una saturación que impide la unión de más de dos
átomos para formar un cristal.
Unión Metálica: Fig. II-4. En este tipo de unión, todos los electrones libres son
compartidos por todos los átomos. Los electrones de valencia forman un tipo de gas
electrónico que mantiene unidos a los iones metálicos. Este “gas electrónico” es,
además, la causa de la alta conductividad eléctrica de los metales. Otro hecho de gran
importancia es que todos los iones metálicos son equivalentes, y pueden
intercambiarse sin gran dificultad. No ocurre lo mismo con los cristales iónicos ni con
los cristales homopolares en que las uniones son polarizadas. Esto explica el
comportamiento plástico de los metales. Por otra parte, la alta simetría de unión, hace
que los metales pertenezcan a sistemas cristalinos relativamente simples, siendo un
gran número de ellos del tipo de empaquetadura compacta.
Unión de Van Der Waals: En la unión de Van Der Waals, no hay intercambio de
electrones y las sustancias que no tienen electrones libres para compartir, como por
ejemplo el metano y los gases raros, cristalizan por efecto de fuerzas electrostáticas
surgidas como consecuencia de la polaridad de las moléculas. Las cargas positivas se
polarizan y existe atracción entre el polo positivo de una molécula con el negativo de la
vecina. Fig. II-5
A los tres primeros tipos de unión referidas, se les conoce como uniones
primarias.
28
Combinación de uniones Primarias:
Las uniones iónicas, covalentes y metálicas, son llamadas uniones primarias para
diferenciarlas de las de Van Der Waals. En realidad las uniones entre átomos no
tienen un carácter único, sino que presentan características de uno u otro tipo de
unión primaria. En el ClH los electrones pueden formar unión covalente o iónica,
existiendo en estado gaseoso una configuración preferentemente covalente. En
solución acuosa, por el contrario, predomina la unión iónica. Ver Fig. II-6
En los compuestos químicos pueden existir combinaciones de dos o más tipos de
unión. Así, por ejemplo, en el SO4Ca la unión del S con el O es covalente y la unión
del SO4-- con el Ca++ es iónica.
Distancias Interatómicas:
Hasta ahora se han considerado las fuerzas que atraen a los átomos entre sí. Existen,
sin embargo, fuerzas que impiden que los núcleos se pongan en contacto. En los
sólidos existe una distancia de equilibrio que corresponde a aquella en que ambos
tipos de fuerza se igualan.
Si consideramos dos iones, la atracción entre ellos estará dada por las fuerzas
culombianas según la fórmula
(Z1e)(Z2e)
Fc ═ ---------------
a²1-2
siendo a1-2 la distancia entre las dos cargas puntuales y Z1e y Z2e las cargas
eléctricas de cada punto. La fuerza repulsiva es producto del rechazo que se produce
cuando las capas electrónicas de los átomos comienzan a coincidir. Esta fuerza es
función inversa de la distancia pero de potencia superior al cuadrado.
n.b
F2 = ------------
an+1
En la gráfica de la Fig. II-8a, en línea de puntos se indica la suma de ambas fuerzas.
Se ve que para una distancia a1 existe equilibrio. En ese punto la energía de unión de
29
ambos átomos es mínima. Fig. II-8b. Por diversos medios es posible modificar la
distancia de equilibrio. Si se suministra energía térmica aumenta la vibración de los
átomos alrededor de su posición de equilibrio y esto puede llegar a destruir la unión
(pasaje a fase gaseosa). Por compresión o tracción se puede también modificar la
distancia de separación entre átomos.
Radio Atómico y Radio Iónico: Las distancias entre átomos pueden considerarse
como la suma de los radios atómicos de cada átomo. Fig. II-9. Se considera radio
atómico a la mitad de la distancia que separa los átomos más próximos del elemento
puro. Así, por ejemplo, en el Fe los átomos están separados 2.482Å, en consecuencia
el radio atómico será 1.241Å.
Los iones poseen un defecto o exceso de electrones y ocuparán un volumen mayor o
menor que el átomo neutro, y, en consecuencia, su radio será menor o mayor que el
radio atómico. ·En la Fig. II-10 se dan los valores de los radios atómicos y iónicos del
Fe.
Número de Coordinación: Es el número de átomos en contacto con un átomo
considerado. El número de coordinación del Mg en el OMg es 6 y el del Si en el SiO2
es 4. Fig. II-11.
2. Relación entre las Propiedades Microscópicas y los Tipos de Unión atómica.
Se presentan las siguientes reglas, en las que coinciden varios autores, y, que
sumarizan las relaciones entre las propiedades microscópicas y los tipos de unión
atómica:
1) La densidad está controlada cualitativamente por el peso atómico, el radio atómico
y el número de coordinación. Este último es un factor significativo ya que controla
la densidad de empaquetamiento.
2) Las temperaturas de fusión y volatilización o ebullición pueden relacionarse con la
profundidad del mínimo de la curva de Energía Vs. Distancia entre átomos. Fig. II-
8b.
3) La resistencia está correlacionada con la altura de la fuerza total o curva suma de
la figura II-8a. Esta fuerza, cuando se relaciona con el área de la sección
transversal, da la tensión necesaria para separar los átomos. (Los metales pueden
deformar por un proceso diferente al de separación directa de los átomos. Sin
30
embargo la tensión requerida para deformarlos está aún gobernada por las fuerzas
interatómicas).
Por otra parte, debido a que fuerzas interatómicas muy grandes implican un mínimo de
energía más profundo, los materiales con alto punto de fusión son generalmente muy
resistentes, por ejemplo diamante, el Al2O3, el TiC, etc.
3. Estructura Cristalina:
Generalmente se asocia el concepto cristal al de cuerpo con caras planas y de forma
geométrica más o menos simple. Sin embargo, la característica fundamental de un
cristal es la de tener sus átomos emplazados según un cierto orden.
Los metales son cuerpos cristalinos aunque no poseen generalmente formas
facetadas. Sin embargo, bajo ciertas condiciones de crecimiento (condensación de
sublimados), es posible obtenerlos de este modo.
Se darán algunos conceptos fundamentales de cristalografía necesarios para el
desarrollo de los temas siguientes. Para simplificar los dibujos se hará uso frecuente
de ordenamientos bidimensionales que permiten por una simple generalización
comprender los conceptos para cristales tridimensionales.
Consideramos un cristal tridimensional caracterizado por la regularidad con que se
hallan dispuestos los átomos representados por puntos. Fig. II-13.
En esta figura la existencia de orden se puede comprobar por el hecho que si entre
dos átomos hay una distancia d, en la misma dirección y a la distancia n d, siendo n un
número entero cualquiera, se encontrará otro átomo.
En realidad en lugar de átomos deberá hablarse de “motivos” que se repiten ya que a
veces van dos o más átomos de la misma o diferente especie, ordenados de cierta
manera los que presentan periodicidad. Fig. II-14.
Ciertas direcciones son por conveniencia consideradas ejes del cristal. En la figura II-
13, según un eje la distancia entre átomos es a, y según el otro eje es b. La
regularidad del cristal está dada por el hecho que dado un átomo cualquiera del cristal,
como origen de coordenadas en el extremo del vector v = na + mb (siendo n y m
números enteros) se encontrará otro átomo de la misma especie.
31
Si se dan a m y n todos los valores posibles, los extremos de los vectores v serán un
conjunto infinito de puntos que reciben el nombre de “red cristalina”. Cada punto de la
red se llama “nodo”.
Para un cristal de tres dimensiones los vectores a, b y c determinan un paralelepípedo
que se denomina “celda”. El cristal puede considerarse como formado por la
yuxtaposición de un gran número de celdas. Si se conocen las dimensiones y ángulos
que forman los vectores a, b, y c, el cristal queda caracterizado.
En cristales tridimensionales solo pueden existir 14 tipos de celdas agrupadas en 7
sistemas cristalinos, tabla I. Un conjunto ordenado de motivos debe pertenecer
necesariamente a uno de estos tipos de celdas.
La mayoría de los metales pertenecen a sistemas cristalinos simples generalmente
cúbico o hexagonal, tabla II. Así el Cu, Ag, Au y Pb, son metales cúbicos de caras
centradas (ccc o fcc); el Fe, W y Mo, son metales cúbicos de cuerpo centrado (cc o
bcc); el Zn, Cd, Zr, Ti, Hf, son metales hexagonales compactos (hcp).
Los metales del sistema cúbico están definidos por la longitud de la arista de la celda
elemental. Para el Si, por ejemplo, este valor es a = 4.08 Å. mediante geometría
simple se puede conocer la distancia entre los diferentes átomos de la celda.
La celda de un metal bcc tiene 1 átomo en cada vértice y un átomo en el centro, es
decir, 9 átomos. Sin embargo cada átomo del vértice está compartido por 8 celdas y
en consecuencia corresponde a la celda 1/8, el átomo del centro le pertenece
totalmente. En consecuencia, en realidad una celda bcc tiene 1/8 x 8 (vértices) + 1 = 2
átomos solamente.
Otra característica de esta celda es que cada átomo tiene 8 vecinos próximos. Esto
es de fácil comprobación si consideramos el átomo del centro de la celda elemental.
En el sistema fcc cada celda tiene 4 átomos, de los cuales uno corresponde a los
vértices, como el caso de la celda bcc y 3 a las caras ya que hay 6 átomos en las
caras, que son compartidos cada uno por dos celdas. El número de vecinos próximos
para estos metales es 12.
En el sistema hexagonal se necesitan dos datos a y c para poder dibujar la celda
elemental. Por ejemplo para el Zn a = 2, 66 Å, y, c = 4, 95 Å. Cada átomo tiene 12
vecinos. Fig. II-17.
32
Los sistemas cúbicos de caras centradas y hexagonales compactos, son sistemas
compactos. En efecto, si se apilan esferas de igual diámetro éstas toman posiciones
que corresponden a algunas de las dos redes citadas. Esto es debido a que, en el
plano sobre el cual se apoyan las esferas se agruparán como se ve en la figura II-18, o
círculos (A), en la figura II-18a.
La segunda capa se ubicará según un esquema similar en las posiciones marcadas B,
o C. No es posible que se ubiquen unas encima de otras, porque ocuparían posiciones
inestables. Supongamos que ocupan la posición B, si la tercera capa ocupa posiciones
semejantes a la primera tenemos el sistema hexagonal compacto; si ocupa la posición
C, tendremos el sistema cúbico de caras centradas.
En el sistema hexagonal compacto la sucesión de planos se puede esquematizar AB
AB AB… AB. En el sistema cúbico fcc por ABC ABC ABC… ABC.
4. Planos cristalinos. Índices de Miller:
Por nodos de la red cristalina podemos hacer pasar planos. El concepto de plano
cristalino es muy útil. Así la difracción de rayos x se puede considerar como una
reflexión de ciertos planos (Ley de Bragg).
El clivaje se produce según ciertos planos cristalográficos. En los procesos de
deformación en muy importante el deslizamiento (slip) según ciertos planos cristalinos.
En la figura II-19 se han dibujado los átomos que pasan por dichos planos. Los planos
1, 1´ y 1 son paralelos, de la misma manera que 2, 2´ y 2 ; 3, 3´ y 3 ; etc. Pero el
plano 1 es diferente del plano 2. La cantidad de átomos por unidad lineal de traza no
es la misma (el plano 1 es más denso que el plano 2). Es necesario poder identificar
los diferentes planos de un sistema cristalino. Para esto se emplean los índices de
Miller.
Dado un sistema de planos paralelos igualmente distanciados uno de otro en una red
cristalina dada, si se quiere determinar sus índices de Miller se considera el plano que
sin pasar por el origen de coordenadas está más próximo al mismo. Supongamos el
plano de la figura II-20. Se miden en unidades de vectores de la red las distancias en
que el plano corta a cada uno de los ejes. En nuestro caso el plano corta al eje a una
distancia 4 a, al eje b a 3 b y al eje c a una distancia 5 c. Se toman las inversas de
estos números 1/4; 1/3; 1/5 y se hallan las fracciones con mínimo común denominador
33
-
-
-
-
-
¯
15/60; 20/60; 12/60. Los índices de Miller son los numeradores de esas fracciones;
15, 20, 12. Al primer índice se lo llama h, al segundo k y al tercero l es decir que h = 5,
k = 20, l = 12 y para indicar que se trata de un plano se los coloca entre paréntesis
(15, 20, 12).
En general, los planos más importantes tienen como índice de Miller números
pequeños, 0, 1, 2, ó 3.
En la figura II-21 se muestran algunos planos importantes del sistema cúbico. Se han
dibujado los planos en el cuadrante positivo.
Si se consideran también los otros cuadrantes, tendremos por ejemplo el de la figura
II-22 que es un plano (110). (el signo menos va colocado sobre el índice).
Esto significa que para los planos de este tipo existirán los siguientes posibles:
_ _ Se puede ver, sin embargo, que el plano (110) es paralelo al (110), y, en
consecuencia ambos no son más que un único plano. Lo mismo sucede con otros
grupos de planos paralelos. Si consideramos los planos no paralelos veremos que
sólo hay 6 del tipo (110) que forman la familia de planos {110} (índices de Miller entre
llaves). Todos los planos de la misma familia tienen la misma densidad atómica y
están separados por distancias iguales.
Otro plano importante del sistema cúbico es el (111) llamado octaédrico. Este es el
plano más denso en el sistema cúbico de caras centradas. Fig. II-12 B
110) (101) (011)
_ (110)
_ (101)
_ (011)
_ (110)
_ (101)
_ (011)
- - (110)
- - (101)
- - (011)
34
-
-
Sistema hexagonal: En todos los sistemas cristalinos se usan los 3 índices de Miller.
En el sistema hexagonal es, sin embargo, más cómodo el uso de 4 índices (de Miller-
Bravais) (h, k, i, l) considerando la existencia de 4 ejes, figura II-23, a1, a2, a3, y c.
Teniendo en cuenta que con los ejes a1, a2 y c bastará para determinar un plano, el
cuarto índice que corresponde al eje a3 no debe ser independiente. En efecto se
cumple que i = – (h + k).
En la figura II-23 se señalan planos importantes del sistema hexagonal. Los planos _ {0001} son llamados planos basales, los planos {1010} planos paralelepípedos y los _ planos {1011} planos prismáticos. Direcciones: las direcciones en el cristal están determinadas por las coordenadas del
extremo del vector medidas en longitudes de celdas unitaria reducidas a sus menores
números enteros y denominados en forma general h k l (índices entre corchetes).
Para el sistema hexagonal se pueden usar 3 ejes a1, a2 y c, o los 4 ejes.
5. Defectos de las Redes Cristalinas:
Impurezas: Si bien la característica de una red cristalina es la repetitividad del motivo,
lo que permite prever las posiciones de los átomos en cualquier punto del cristal, en la
realidad los cristales tienen imperfecciones, es decir ausencia de un ordenamiento
perfecto. Así por ejemplo, en un punto del cristal A donde debería haber un átomo de
A puede hallarse un átomo de la especie B. “Esta Impureza” es un defecto. Fig. II-25
a.
Vacancias: En un punto donde debiera encontrarse un átomo, éste puede estar
ausente. Este defecto se llama Vacancia. Fig. II-25 b.
Por otra parte, un trozo de metal ordinario no está formado por un cristal único, sino
por una multitud de pequeños cristales los cuales tienen orientaciones diferentes entre
sí.
Límite de Grano: Las superficies que limitan los cristales, o límites de grano son
también defectos ya que los átomos en esa zona no se encuentran en posiciones de
equilibrio. Los límites de grano son defectos de dos dimensiones ya que son
superficies.
Vimos antes defectos puntuales o de dimensión 0.
35
Hay también defectos lineales o de 1 dimensión llamados dislocaciones, de gran
interés.
6. Aleaciones:
Hasta ahora hemos considerado la estructura de un metal puro. ¿Qué sucede cuando
a un metal con otro u otros elementos químicos los dejamos solidificar? ¿Los
productos que obtendremos tendrán características metálicas?
Si se preparan aleaciones de Cu y Ni con diferentes tenores de Ni se puede
comprobar que la estructura cristalina de esas aleaciones es la misma que para el Ni y
el Cu, es decir fcc. Solamente hay una variación del parámetro de la red que decrece
desde el valor del Cu puro (a = 3, 62 Å) hasta el del Ni puro (a = 3, 52 Å). Se puede
decir que los átomos de cobre que ocupan puestos de la red son reemplazados por
átomos de Ni sin que el cobre se de cuenta de la sustitución. Estas aleaciones son
llamadas soluciones sólidas terminales o primarias (el nombre proviene de su
ubicación en los diagramas de equilibrio, como se verá luego).
Si se prepara una aleación de Cu con 50% en peso de Zn se obtiene al solidificar, un
cuerpo cristalino que no tiene ni la estructura del cobre (fcc) ni la de Zn (hcp) sino que
es bcc. Estas fases que no poseen la misma estructura que los metales que la
componen son llamadas fases intermedias.
La mayoría de las aleaciones industriales están formadas por una solución sólida
terminal que puede o no estar acompañada de una o varias fases intermedias en
proporción variable (generalmente pequeña). Las fases intermedias como tales no
tienen prácticamente empleo. De allí que exista mayor interés en el estudio de las
soluciones sólidas terminales, que en el de las fases intermedias.
Hume Rothery y su escuela han estudiado las condiciones bajo las cuales se
producen estas fases terminales. El hecho de que no haya distinción entre átomos,
tal como ocurre en el Cu – Ni, se debe al tipo de unión metálica. “La naturaleza no
saturada de la unión metálica hace que cuando se unen estos dos metales cada
átomo reacciona en forma casi no específica con respecto al otro ya que ambos están
unidos por la nube común de electrones a la cual ambas especies de átomos han
contribuido”. (cottrell).
36
Sin embargo, el caso de Cu-Ni es algo especial ya que son pocos los sistemas que
presentan solubilidad sólida total. Hume Rothery ha dado las reglas que determinan la
posibilidad de obtener solución sólida en un rango extendido de composición. Estas
son:
Factor tamaño atómico: Si la diferencia de tamaño atómico es mayor de 14% entre
solvente y soluto, la solubilidad será pequeña. (Los radios atómicos se miden en el
metal puro como ya se indicó).
Factor Electroquímico: Si uno de los componentes de la aleación es muy
electropositivo y el otro muy electronegativo hay escasa tendencia a formar
solución sólida y por el contrario se forman fases intermedias. Así, por ejemplo,
metales como Mg y Sb formarán fases intermedias y no solución sólida.
Factor de valencia relativa: Además a condiciones iguales, un elemento de mayor
valencia es más soluble en uno de menor valencia que la inversa (esta regla es
válida principalmente para aleaciones de Cu, Ag y Au). Así por ejemplo el Cu
puede disolver Si, ya que este aportará electrones a la nube del solvente, pero el
Cu es poco soluble en Si, ya que no aporta los 4 electrones necesarios para la
unión covalente.
Cuando dos átomos son de diferente tamaño la introducción de uno de ellos en la red
del otro produce distorsiones que aumentan la energía del cristal. Este aumento de
energía limita la solubilidad.
En algunos casos la regla presenta contradicciones debido a que el tamaño atómico
se altera cuando los átomos entran en solución.
7. Fases intermedias:
Desde un punto de vista termodinámico en una aleación formada por dos metales A y
B puede ocurrir que: a) Los átomos de A y B sean atraídos más intensamente por
átomos de la misma especie que por átomos de la especie diferente. b) Los átomos
se sientan más atraídos por los de especie diferente c) La atracción sea la misma para
átomos de igual o diferente especie.
El caso (c) corresponde a una solución sólida desordenada. El caso (a) puede
originar, en una solución sólida, un cierto agrupamiento de átomos de la misma
especie (fenómeno llamado “clustering”); puede también provocar la formación de dos
37
fases diferentes, una rica en el metal A y otra rica en metal B. El caso (b) puede
originar en una solución sólida el fenómeno de “ordenamiento”, o llevar a la formación
de fases intermedias.
Las fases intermedias pueden clasificarse en electroquímicas, de factor tamaño o
electrónicas.
En el caso de compuestos electroquímicos la proporción en que se encuentran los
elementos que los forman sigue las reglas de Valencia de la química: Mg3Sb2, y, Mg2
Si, presentan un rango de solubilidad limitado, estructura cristalina simple, como los
cristales iónicos y punto de fusión relativamente elevado y pueden ser considerados
como compuestos químicos y recibir el nombre de compuestos intermetálicos. Este
nombre de compuesto intermetálico es usado (en forma inapropiada), muy
comúnmente para designar las fases intermedias. Sin embargo, las fases intermedias
pueden ser consideradas más bien como soluciones sólidas secundarias o
intermedias.
8. Metalografía:
Un metal ordinario está formado por un gran número de cristales de orientaciones
diferentes. El examen al microscopio permite el reconocimiento de la estructura
policristalina de los metales atacados convenientemente con los reactivos adecuados.
Es de notar que lo que en realidad se observa es la traza de los límites de grano, que
son superficies, con la superficie preparada de la muestra. Los puntos de unión de 3
límites de grano corresponden a la línea donde se encuentran las tres superficies.
Estos son llamados puntos triples.
Mediante técnicas de metalografía óptica o electrónica solo pueden revelarse los
defectos lineales y superficiales. No son detectados los defectos puntuales. Mediante
el microscopio de ionización de campo si es posible ver las vacancias y átomos
individuales.
Los límites de grano tienen átomos ubicados en posiciones de no equilibrio de la red y
en consecuencia con mayor energía que en el interior de los granos. Para disminuir la
energía superficial asociada a límites de grano existe una tendencia a disminuir esta
superficie por aumento del tamaño del grano. A temperatura ambiente, sin embargo,
la movilidad de los átomos necesaria para producir este crecimiento no es suficiente
38
para que esto sea detectable, pero si el metal es llevado a temperaturas
suficientemente elevadas se produce el fenómeno de crecimiento de grano.
La existencia de límites de grano tiene gran influencia en el comportamiento de los
metales y aleaciones. El magnesio es frágil, si el tamaño del grano no es
suficientemente grande, y, en general, todos los metales presentan mayor ductilidad
cuando su tamaño de grano es mayor, y, resistencia mecánica mayor, cuando su
tamaño de grano es menor. Sin embargo para metales sometidos a esfuerzos a alta
temperatura es más conveniente un tamaño de grano grande porque la rotura del
material se produce en los límites de grano. Se han llegado a fabricar alabes de
turbinas de gas que son monocristalinas.
39
Fig. II-1. Unión Iónica del NaCl
Unión Covalente del Hidrógeno
Fig. II-2
40
Otras uniones Covalentes
Fig. II-3
Unión Metálica. Anderson (3).
Fig. II-4
41
Fig. II-5 Unión de Van der Waals. Anderson (3).
Fig. II-6
Fig. II-7
42
Fig. II-8. Van Vlack (21).
Fig. II-9. Van Vlack (21).
43
Fig. II- 10
Fig. II-11
Van Vlack (21).
44
Fig. II-12
Reed Hill (18).
45
Fig. II- 13
Fig. II-14
46
Fig. II-15
Fig. II-16
47
Fig. II-17
Fig. II-18. Reed-Hill (18).
48
Fig. II-18a
Fig.II-19
49
Fig. II-20
50
Fig. II- 21
Fig. II-22
51
Fig. II- 23
Fig. II-24
52
Fig. II- 25
(a)
(b)
53
TABLA II-1 SISTEMAS CRISTALINOS
Según Barret Ref. (5)
54
TABLA II-2
Según Barret Ref. (5)
55
“INTRODUCCIÓN A LA METALURGIA”
CURSO BÁSICO PARA INGENIEROS
CUADERNO II
Comportamiento Mecánico y Recristalización
Diagramas de Equilibrio
56
CAPÍTULO III
COMPORTAMIENTO MECÁNICO Y RECRISTALIZACIÓN
Teniendo en cuenta que los metales se usan sobre todo, como elementos
estructurales, se justifica que se le preste especial atención al comportamiento
mecánico de los mismos.
En realidad el comportamiento de los metales frente a solicitaciones mecánicas es
complejo y depende del tipo de solicitación. Así, por ejemplo, una aleación dada puede
tener alta resistencia a la fatiga pero poca resistencia a la tracción en caliente. Se
puede citar como tipo de solicitaciones: tracción, compresión, impacto, fatiga, creep,
indentación, abrasión, etc.
En el presente trabajo se verá en especial el comportamiento mecánico de metales
sometidos a las pruebas de dureza, impacto y a tensiones uniaxiales a temperatura
ambiente.
1. El Ensayo de Dureza4
La prueba de dureza se usa como método rápido y económico para evaluar las
propiedades mecánicas de un material. Se determina la dureza de un material
oprimiendo un muescador o ranurador contra su superficie y midiendo el tamaño de la
impresión. A mayor impresión, mayor la suavidad del material. Aunque la forma más
antigua de esta prueba usaba una bola esférica de 10 mm de diámetro, elaborada de
acero duro o carburo de tungsteno (conocido como la prueba de dureza Brinell), las
formas más recientes de la prueba emplean indentadores piramidales o cónicos que
tienen la característica que la impresión permanece geométricamente semejante, sin
importar su tamaño. En la prueba de Vickers se usa un diamante cortado en forma de
pirámide cuadrada con ángulo de vértice de 136º y se define el número de dureza de
Vickers (NDV) como la carga/área superficial de la impresión, que se puede demostrar
es:
4 J. C. Anderson e. a. Ciencia de los Materiales. Ed. Limusa. México 1978.
57
en que P es la carga aplicada en (kgf) y d es la distancia diagonal de la impresión
(mm), como se muestra en la figura siguiente.
En la prueba de Brinell, se puede encontrar el número de dureza de Brinell (DB) de la
expresión
en que D es el diámetro de la bola (en mm), y, d el diámetro de la impresión (en mm).
Para tener resultados consistentes, el diámetro de d de la indentación debe estar entre
0.3D y 0.6D. Bajo estas condiciones, los materiales relativamente suaves tienen los
mismos números de dureza de Brinell y de Vickers, ya que las geometrías de las
impresiones no son muy disímiles.
La prueba de dureza requiere indentar un material por un proceso de deformación
plástica que se ha demostrado corresponde aproximadamente al 8% de deformación
del material. Por tanto, la dureza es una función del esfuerzo de cedencia y y la razón
de endurecimiento de trabajo del material. A manera de guía gruesa, el NDV está
entre 0.2 y 0.3 veces y, en que y está dando en MN/m2 (mega newton/m2), para
materiales duros y 0.3 y para los metales. Ver la siguiente tabla.
22 //854.1 mmkgfdPNDB
222 ][
2
mmkgf
dDDD
PBHN
58
Material NDV
(kgf/mm2)
Esfuerzo Cedente
(MN/m2)
Diamante 8,400 54,100
Aluminio 2,600 11,300
Boro 2,500 13,400
Carburo-de
Tungsteno 2,100 7,000
Berilio 1,300 7,000
Acero 210 700
Cobre recocido 47
No hay un esfuerzo
real de cedencia
Aluminio recocido 22
No hay un esfuerzo
real de cedencia
Plomo 6.2
No hay un esfuerzo
real de cedencia
En la prueba de Rockwell se usa un indentador cónico de diamante con un ángulo de
120º y se mide la profundidad de la indentación.
2. El Ensayo de Impacto5
Se sabe que los materiales pueden fallar en forma frágil o dúctil, y que esta última falla
ocurre solamente después de mucho flujo plástico. El flujo plástico ocurre por el
movimiento de dislocaciones bajo la acción de un esfuerzo cortante. La fractura frágil
involucra la separación tensil con poco o ningún flujo plástico, de manera que los
sistemas de esfuerzo que involucran altas razones de esfuerzo tensil al de corte tienen
bastante verosimilitud de favorecer la falla frágil. En forma análoga, cualquier
composición de material o tratamiento térmico que dé una baja razón de resistencia de
tensión a resistencia al corte tiende a favorecer la fractura frágil.
5 J. C. Anderson e. a. Ciencia de los Materiales. Ed. Limusa. México 1978.
59
Normalmente, los materiales como el hierro fundido y el mármol son frágiles aunque
se puede hacer que exhiban comportamiento dúctil suponiendo muy alta presión
hidrostática en todas direcciones. Aparte del sistema de esfuerzos, otras variables
importantes que afectan la propensión de un material a la falla en forma frágil, son la
rapidez de deformación y la temperatura. El alquitrán fluye lentamente incluso a
temperatura ambiente, aunque se rompe en pedazos si se le golpea con un martillo
(mostrando el efecto de la rapidez de deformación). El vidrio fluye y se puede moldear
para que tome casi cualquier forma a elevadas temperaturas, aunque ciertamente es
frágil a temperatura ambiente (mostrando el efecto de la temperatura).
Los materiales que normalmente son dúctiles se comportan en forma frágil si tienen
muescas agudas o grietas, especialmente a elevadas razones de deformación, debido
a que se inducen altos esfuerzos tensiles locales en el vecindario de la grieta.
Adicionalmente, el acero muestra una súbita transición con la temperatura, cosa no
típica de otros materiales, de frágil a dúctil conforme se eleva la temperatura. Las
secciones gruesas y grandes también son más propensas a la fractura frágil que las
pequeñas piezas de prueba debido a que el tamaño absoluto de las fallas y grietas
tiende a permanecer igual, haciéndolas relativamente más agudas para las secciones
gruesas. Estos efectos influyen mucho en el diseño de las estructuras de ingeniería –
durante la segunda guerra mundial muchos barcos de acero totalmente soldados se
partieron en dos pedazos por una fractura frágil a bajas temperaturas en aguas frías
debido a que en este tiempo no se entendía debidamente este fenómeno.
La prueba Charpy común para la fragilidad es la prueba de Charpa, ilustrada en la
figura siguiente.
60
En esta prueba se abre una muesca normalizada en una muestra normalizada de
prueba, que sufre golpes bajo condiciones de impacto por medio de un peso
específico que forma el extremo de un péndulo. La muesca sirve para introducir
esfuerzos de tensión triaxiales en la muestra, lo que aumenta la posibilidad de la
fractura frágil. La barra del material tiene 55 mm de longitud, sección transversal de 10
mm x 10 mm y una muesca en V de 2 mm de profundidad y ángulo a 45º, con radio de
raíz de 0.25 mm. La barra se sujeta en la máquina de la forma ilustrada y se libera el
peso desde una altura conocida para que golpee la muestra por el lado opuesto a la
muesca para que induzca esfuerzos de tensión en ella.
Después de romperla, el péndulo sigue oscilando y se mide la altura a la que se eleva
por el otro lado. De esa manera se puede determinar la energía adsorbida para
romper la barra, que si es baja, indica que la muestra es frágil. También se puede
determinar la fragilidad de la ranura de la muestra examinando la fractura, en que la
proporción del área cristalina brillante da una medida gruesa de la fragilidad.
Típicamente, un acero fuerte absorbe alrededor de 130 Joules de energía en una
prueba de Charpy a temperatura ambiente. En la figura se muestra un resultado típico
de pruebas de ranuras para acero suave cubriendo un rango de temperaturas. Se
observará que hay un rápido aumento de la energía absorbida a 280ºK conforme se
eleva la temperatura. Esta es la transición-dúctil-frágil para muestras ranuradas en V,
se toma la temperatura de transición como aquella a la que se absorben 135 Joules de
energía.
Por encima de esta temperatura ocurre un flujo mucho más plástico en la ranura, de
manera que se absorbe mucha más energía. Todo tratamiento metalúrgico que mueva
la curva de prueba mostrada en la siguiente figura hacia la izquierda, mejora la utilidad
del acero.
61
3. El Ensayo de Tracción6:
La elección de esta prueba está justificada en primer lugar porque se trata de un
ensayo simple y en segundo lugar, porque brinda valiosa información. De hecho, la
mayoría de los cálculos de estructuras se realizan tomando como criterio los valores
de resistencia de los materiales obtenidos mediante este ensayo.
El ensayo consiste en estirar una probeta de forma y dimensiones generalmente
normalizadas por las razones que se verán más adelante (figura III-1), en condiciones
de tensión uniaxial y medir los valores de la fuerza aplicada en los extremos de la
barra simultáneamente con el alargamiento de la misma.
Hay diversos tipos de máquinas de ensayo. Algunos aspectos de los resultados no
son independientes del tipo de máquina usada.
Para que se cumpla con la condición de uniaxialidad la probeta debe ser
1. Homogénea, es decir no poseer defectos tales como porosidad interior o
entallas
6 Daniel Vasallo, CNEA, PMM. Argentina, 1973.
62
2. Isótropa, es decir con iguales propiedades mecánicas en todas las direcciones
y,
3. Bien alineada con respecto a las mordazas. Esto último es particularmente
importante en materiales frágiles.
Los resultados del ensayo se pueden expresar como un gráfico (figura III-2), cuya
ordenada es la fuerza aplicada en las mordazas F y cuya abscisa es la deformación
expresada como L─ L0 ═ ΔL ; siendo Lo la longitud entre dos puntos de la probeta
antes de aplicar la carga F. Sin embargo, para independizar los resultados de las
mismas dimensiones de la probeta se grafica en abscisas ΔL / L0 ═ ε y en
ordenadas F / Ao ═ σ, siendo Ao el área de la sección trasversal de la probeta sin
deformar.
Siendo Lo y Ao valores constantes, la forma de la curva vs. será la misma que F vs
L difiriendo sólo en las escalas y en las unidades. Sin embargo la tensión verdadera
i a que está sometida la probeta en un instante dado no es F/Ao sino F/A siendo A la
sección de la probeta al aplicar la carga F, A < Ao debido a que se puede considerar
que la deformación se produce a volumen constante y un aumento de longitud trae
aparejado una disminución de sección.
Por otra parte, el alargamiento instantáneo es εi = ΔL / L, siendo L la longitud en el
instante considerado. En consecuencia L > Lo. La forma de la curva corregida para
valores instantáneos está representada en la figura III-3.
Si bien la curva i - i describe el fenómeno más correctamente, por lo general se usa
la curva i - debido a que es mucho más fácil de trazar ya que las diferencias entre
ambas no son muy grandes para deformaciones pequeñas.
En la curva de ensayos de tracción de la figura III-2 se pueden reconocer tres zonas
indicadas I, II, y III.
La zona I es una recta, la zona II tiene una pendiente positiva que va disminuyendo
hasta llegar a cero en el máximo y la zona III se caracteriza por tener pendiente
negativa.
En la zona I la deformación que sufre la probeta es elástica. Esto significa que una vez
eliminada la carga, la probeta vuelve a la dimensión inicial.
63
Si la probeta es sometida a una tensión dentro de la zona II, por ejemplo una tensión
1 (figura III-4), la probeta sufre una deformación ´1. Al eliminar la carga parte de la
deformación desaparece, pero queda una deformación permanente o deformación
plástica 1.
Si se quiere volver a deformar plásticamente el material se necesita superar el valor de
1. El material no deformado comenzaba a fluir a una tensión f; el material
deformado comienza a fluir a una tensión 1 > f. en otras palabras, el material ha
aumentado su resistencia a la deformación plástica. Este fenómeno se llama
endurecimiento por trabajado.
Se observa que el endurecimiento por trabajado, definido como el aumento de la
resistencia para una deformación dada, corresponde en el límite a la tangente de la
curva - . El efecto de endurecimiento disminuye al progresar la deformación.
Pasado el máximo de la curva - se necesita menor carga para deformar la probeta.
La razón de esto no se debe a una pérdida de resistencia del material, sino a la
aparición de un fenómeno llamado estricción cuyo origen es el siguiente: durante toda
la deformación plástica el material aumenta en realidad su resistencia a la tracción
debido al endurecimiento por trabajado, pero por otra parte va progresivamente
disminuyendo su sección transversal pues la deformación se produce a volumen
constante. Hasta llegar al punto máximo el efecto de endurecimiento es mayor que la
pérdida de la capacidad de resistir la carga por disminución de la sección.
El máximo de la curva coincide con la aparición de una disminución súbita de la
sección de la probeta. En este momento el endurecimiento, que como se vio,
disminuye con la deformación no puede compensar la disminución de sección
localizada. En esa zona se produce un estado complejo de tensiones (el ensayo deja
de ser uniaxial) y la deformación de la probeta hasta el momento de la rotura se
localiza en esa zona.
Del diagrama de tracción se obtiene valiosa información sobre el comportamiento
mecánico de materiales.
64
Los datos más importantes que brinda están indicados en la figura II-5 y son Límite
elástico, L.E. que es por definición el menor valor de para el cual se detecta
deformación plástica.
La determinación de este valor es sumamente delicada ya que es necesario realizar
ensayos sucesivos con cargas cada vez mayores hasta tener deformación plástica.
Por otra parte el valor depende de la sensibilidad del instrumento con que se miden las
deformaciones. Todo esto dificulta su determinación normalizada y en consecuencia
no tiene uso técnico.
La dificultad se salva adoptando un nuevo valor llamado tensión de fluencia f , que se
define como el valor de para el cual se produce una deformación plástica dada
elegible por convención y fácilmente medible ( = 0.01; 0.01; 0.2% etc.).
La primera porción del ensayo es prácticamente una recta y el punto donde ésta
termina se llama límite de proporcionalidad. L.P.
La tensión que corresponde al máximo de la curva - se llama Tensión de Rotura,
r, y junto con f es el valor de tensión más importante para el cálculo de estructuras.
La deformación que ha experimentado la probeta durante el ensayo también presenta
interés.
Es sabido que tecnológicamente no se usan materiales frágiles como elementos
estructurales debido a los riesgos de rotura catastrófica que ello implica.
El grado de ductilidad o de fragilidad de un material se puede evaluar considerando la
elongación porcentual sufrida por la probeta.
o considerando la reducción del área en la zona de la rotura
% es más usado que A %. Es necesario tener presente sin embargo que aquel valor
depende de la longitud de la probeta. Esto es debido a que L está formado por la
100100% xLinicial
Lx
Linicial
LinicialLrotura
100% xAincial
AfinalAinicialA
65
deformación homogénea de la probeta L1 y por la de la zona que ha sufrido la
estricción L2. L1 es proporcional a la longitud de la probeta, pero L2 no. Como
consecuencia de esto, probetas cortas que presentan estricción darán un valor más
alto de % que probetas largas del mismo material. Esa es la razón por la que la
longitud de las probetas ha sido normalizada.
Comportamiento Elástico
Ley de Hooke
En el rango elástico, los sólidos no sufren deformaciones permanentes; para este tipo
de deformación se cumple la relación siguiente:
= E x
llamada ley de Hooke en que la E, coeficiente de la ecuación, recibe el nombre de
módulo elástico o de Young.
Esta ley permite conocer las deformaciones a partir de las tensiones y viceversa y es
de capital importancia en el cálculo de elementos resistentes.
En el diagrama - que se ha visto anteriormente la pendiente de la parte recta es E.
Este valor indica la rigidez de un material.
Mecanismo de Deformación Elástica
Ciertos compuestos orgánicos como el caucho vulcanizado y los cuerpos cristalinos se
comportan elásticamente. Sin embargo en el caucho la deformación elástica puede
llegar a valores del orden del 100% mientras que en los metales usuales esta no llega
generalmente al 1%. Esta diferencia de comportamiento se debe a que los
mecanismos de deformación son diferentes.
Para entender el mecanismo en los metales es necesario remitirse a lo referente a
uniones atómicas. Los átomos en un cristal metálico ocupan sitios de la red y se
encuentran separados entre sí a distancias determinadas por el juego de fuerzas de
atracción y de repulsión de corto alcance. La figura III-6 representa esas fuerzas y la
energía de la unión de dos átomos en función de la distancia entre los mismos, la
distancia de equilibrio, que corresponde a un mínimo en la curva de energía es a’.
Si se aplica una fuerza F la distancia entre átomos será a’ + a. Cuando se deja de
aplicar la fuerza, los átomos vuelven a su posición de equilibrio y no se introduce
66
ninguna deformación permanente en el cristal. Pero sí se aumenta el valor de la fuerza
aplicada se llega a un punto en que, o el cristal se rompe por destrucción de las
uniones atómicas o aparece en otro tipo de deformación, la deformación plástica o
permanente.
En el caucho las cadenas de isopreno no forman una red ordenada tridimensional,
sino que están unidas a intervalos irregulares tal como se ve en la figura III-7. Al
aplicar una fuerza se produce un estiramiento y deformación de las cadenas
hidrocarbonas con la consiguiente deformación elástica. El caucho se estira de un
modo semejante al de un tejido de lana.
Debido a que la deformación elástica de los cristales depende de la naturaleza de la
unión atómica, las propiedades elásticas de los materiales pertenecen al grupo de las
llamadas propiedades no sensibles a la estructura. Estas propiedades en las que se
encuentran además de la densidad, la dilatación térmica, etc., no son afectadas por
factores tales como el tamaño de grano, pureza química, deformación etc. Las
propiedades sensibles a la estructura (límite elástico es un ejemplo característico)
como su nombre lo indica dependen de la estructura, es decir del contenido de
defectos del material.
La ley de Hooke no es sino la expresión microscópica de lo que ocurre en la escala
atómica. En la figura III-6 la pendiente de la curva para el valor de a = a´ es
precisamente E.
Sin embargo, en el gráfico - , la representación gráfica de la relación = f ( ) es
una recta en el rango elástico, y en la figura III-6 es una curva que eventualmente
puede considerarse una función sinusoidal para valores de F > 0 y dF/da > 0.
Esta aparente contradicción tiene su explicación. En efecto, para deformaciones muy
pequeñas ε = (a – a0) << 0.01 la función sinusoidal difiere muy poco de la función lineal
F = E sen E . Las deformaciones elásticas microscópicas corresponden a valores
del orden de 0.1%. Estos valores corresponden a desplazamientos atómicos muy
pequeños donde se puede entonces considerar válida la igualdad:
En ensayos de tracción no se puede llegar a valores altos de deformación elástica
porque surgen mecanismos de deformación plástica, pero en ensayos de compresión
aF
67
hidrostática donde los materiales no sufren deformación plástica y en donde se
consiguen alcanzar deformaciones elásticas considerables (mediante muy altas
presiones) se observa una curvatura en la relación tensión deformación tal como se ve
en la figura III-8. Es necesario tener en cuenta que en los ejes de coordenadas se
indican presión hidrostática por un lado y V/Vo en lugar de y .
Se nota que a medida que aumenta la presión es necesaria una mayor fuerza para
acercar los átomos de un mismo a. El material se “endurece” al comprimirse
elásticamente.
En base en lo anterior podemos considerar otros aspectos de la deformación elástica.
Anisotropía
El análisis realizado anteriormente se puede hacer para átomos situados en otra
dirección. Si el de la figura III-6 corresponde a átomos ubicados en una dirección
<100>, por ejemplo, para <110> en cristales FCC, se puede realizar otro esquema
similar en que las distancias atómicas y curvas de energía de unión variarán y por
consiguiente lo hará E.
Esta anisotropía tiene importancia en la generación de tensiones internas como se
verá luego.
Influencia de la Temperatura
Una variación de temperatura trae aparejado una modificación de la rigidez de las
uniones atómicas y en consecuencia una modificación en el valor de E. En general el
valor de E disminuye con la temperatura. En la figura III-9 se pueden observar.
Posibilidad de modificar el valor de E
De acuerdo a lo expresado, E es una propiedad no sensible a la estructura, en
consecuencia, no es posible obtener variaciones notables de E por cambio de
estructura. Por aleación con otros metales se pueden obtener modificaciones, pero las
cantidades a agregar deben superar el 10%.
Tensiones Residuales
La anisotropía de E tiene importancia en la deformación de policristales.
Para ejemplificar se considerará el caso de una probeta bicristalina, figura III-10.
68
En el grano de A el eje de tracción coincide con el eje [100] y el grano B con el eje
[111]. Se supone que las áreas de las secciones transversales son iguales. En la
figura III-10, se representan las curvas vs para ambas orientaciones.
Si la probeta sufre una elongación L1, el grano B se encontrará en el rango elástico y
absorberá una parte de la carga igual a B SB. En el grano A parte de la deformación
es elástica y parte plástica el grano A absorbe el resto de la carga A SA.
Es evidente que el grano A soporta una carga mayor que el grano B.
Al descargar la probeta no se volverá a alcanzar la longitud inicial debido a la
deformación plástica del grano A. La longitud de la probeta descargada será L+ Le. El
grano A quedará comprimido y el Be en estado traccionado.
Estas tensiones que se han ejemplificado son llamadas Tensiones Residuales y tienen
importancia tecnológica. Todo material policristalino deformado presenta tensiones
residuales a escala microscópica, pero también pueden producirse por deformaciones
mecánicas o térmicas, tensiones residuales a escala macroscópica.
Por ejemplo cuando se lamina en frío una chapa (sobre todo si la misma es gruesa), la
deformación no es homogénea. Las zonas en contacto con los rodillos se deforman
más que las que se encuentran en la parte central. Esto se puede comprobar por las
formas de las puntas y las colas de una chapa laminada Fig.III-11. El interior de la
chapa se encuentra traccionado y el exterior comprimido. La chapa permanece plana
porque hay compensación entre las zonas tensionadas con signos opuestos. Pero si
es necesario eliminar parte de la superficie en una de las caras se producirá un
desequilibrio que la combará.
Las tensiones residuales son, en algunos casos beneficiosas (tensiones de
compresión en la superficie de piezas sometidas a fatiga aumentan su resistencia),
pero en muchos casos son perjudiciales (por ejemplo tensiones de origen térmico en
soldaduras) y deben ser eliminadas porque agregan a las fuerzas externas al sistema
tensiones de valor desconocido y no controladas. Las tensiones residuales se pueden
eliminar por calentamiento.
BBAA SSF
69
Comportamiento Plástico
El gráfico σε da ciertas características mecánicas del material considerado como
homogéneo, isótropo y continuo, pero se ha visto que los granos que forman un metal
presentan anisotropía debido a su carácter cristalino. El comportamiento isótropo de
los materiales usados habitualmente proviene de la compensación estadística de un
gran número de granos orientados al azar.
El uso de probetas policristalinas, útil para obtener datos sobre comportamiento
mecánico, no permite obtener información sobre los mecanismos de deformación
plástica debido a que la multiplicidad de orientaciones complica la interpretación del
fenómeno. Para obtener información sobre el problema, conviene simplificar las
experiencias usando probetas monocristalinas. La orientación de estas probetas de un
solo grano será la misma en todos sus puntos.
La técnica de construcción de monocristales es muy utilizada en los laboratorios.
Si se preparan, por ejemplo probetas monocristalinas de cadmio, Cd, (hcp), y se los
tracciona, se puede observar que las tensiones a las que el material comienza a fluir:
a) son mucho menores que para una probeta policristalina del mismo material. La
figura III-13 muestra este comportamiento. Si bien corresponde a Zn, los resultados
son similares.
b) depende de la orientación del monocristal respecto al eje de la probeta.
Además, un examen de la superficie pulida del metal antes del ensayo, revela la
existencia de líneas que corresponden a la intersección de la superficie con los planos
basales (0001).
Un examen más detenido de la cristalografía del proceso muestra que la deformación
se produce no sólo en planos definidos, sino también según direcciones
cristalográficas bien definidas.
Estas líneas corresponden en realidad a escalones, figura III-14, que son llamados
bandas o líneas de deslizamiento (slip lines).
El material se deforma como cuando en un mazo de cartas desliza una carta sobre
otra.
70
Sin embargo, cuando se calcula la tensión crítica resuelta, c, que se define como la
mínima tensión de corte resuelta sobre el plano de deslizamiento en la dirección de
deslizamiento que produce la deformación plástica, figura III-15.
c = F/A. cos α. cos λ
Se observa que c es constante e independiente de la orientación. Sin embargo, este
valor es muy influenciado por el estado estructural del material (es una propiedad
sensible a la estructura), (impureza, deformación previa, etc.).
Ahora bien, es posible preguntarse: ¿por qué la tensión de fluencia de un monocristal
es tan baja comparada con la de un policristal? ¿de qué depende la resistencia a la
deformación plástica de un metal?
En base a la existencia experimental de las líneas de deslizamiento, se puede
imaginar que la deformación plástica de los metales se produce por deslizamiento de
un plano sobre otro (como el ya citado modelo del mazo de cartas).Figuras III-16 a y
b.
Sin embargo, cálculos sobre la fuerza necesaria para deformar por este mecanismo
muestran que ésta debería ser mucho mayor que la que se verifica
experimentalmente. Esto indica que el mecanismo simple de deslizamiento de un
plano sobre otro, sin que se operen modificaciones en la red, es incorrecto.
El cálculo se basa en el hecho que para producir deformación hay que llevar todos los
átomos simultáneamente a una posición como la dibujada en la figura III-16b con
círculos rayados.
Para explicar los bajos valores de resistencia mecánica (comparado con los valores
teóricos), se propuso un modelo que se basa en la existencia de defectos lineales
llamados “dislocaciones” dentro del cristal.
En la figura III-17, se ve que la red cristalina dibujada no es perfecta. El plano tercero
(llamado extraplano) se interrumpe en la mitad del cristal. El conjunto de átomos en
posición A, pertenecientes a planos que se hallan por encima y por debajo del plano
de la figura, forman una dislocación llamada de “borde”. Un cristal con una dislocación
de borde se deforma de la siguiente manera. El átomo A pasa a la posición B y el
átomo B pasa a una posición intermedia entre la nueva posición de A y la posición C,
figura III-18. El extraplano se ha desplazado. Un segundo salto produce un escalón
71
(línea de deslizamiento), en el material. A diferencia del modelo anterior, basta mover
muy pocos átomos simultáneamente para producir un escalón usando el modelo de
dislocaciones.
Es necesario advertir que, de acuerdo al modelo propuesto hasta el momento, la
deformación debería cesar cuando todos los extraplanos han emergido al exterior. La
deformación no cesa, sin embargo, porque durante el proceso se generan nuevos
extraplanos.
Estos modelos han tenido confirmación experimental, y, en particular, el microscopio
electrónico ha permitido conocer en detalle el comportamiento de las dislocaciones.
A partir de estos conceptos se ha desarrollado una “Teoría de Dislocaciones” que
permite abordar, por lo menos cualitativamente o semicuantitativamente un buen
número de problemas antes irresolubles.
Otros aspectos de la deformación plástica en metales hexagonales:
i) Influencia de la estructura cristalina:
Se ha comprobado que en general las direcciones en que se produce el deslizamiento
corresponden a direcciones en que la densidad lineal de átomos es máxima. Por otra
parte, los planos de deslizamiento también son planos densos. Esto es bastante
comprensible si se tiene en cuenta que los planos más densos son los que presentan
mayor distancia interplanar. Para los metales hexagonales Zn y Cd, los planos basales
son planos densos, y, en general, son los planos en que se produce deslizamiento.
Sin embargo, en Zn se puede producir deslizamiento también en planos piramidales.
En otros metales hexagonales, el Zr, por ejemplo, la deformación se produce en
planos prismáticos. Esto es debido a que en los metales hexagonales la distancia
entre planos depende de la relación c/a (ver tablas).
ii) El deslizamiento no implica ningún cambio de orientación en la red a ambos lados
del plano de deslizamiento y es por esta razón que si los escalones se eliminan por
pulido, no queda ningún indicio de la deformación que se ha producido.
iii) Maclado. En los metales (y en otros cristales, por ejemplo, calcita, figura III-19) se
puede presentar otro mecanismo de deformación llamada maclado. El término macla
se usa en cristalografía para designar la relación de orientación entre dos cristales que
presentan simetría, generalmente especular respecto a un plano. Si bien para los
72
metales esta simetría no es fácilmente reconocible, el término del mecanismo de
deformación está correctamente empleado porque la zona que ha deformado,
presenta una relación de macla con respecto a la original.
Si se tracciona un monocristal de Zn cuyo plano basal sea casi paralelo a la dirección
de tracción, se observará, figura III-20, la aparición de una zona de orientación
diferente indicada como M en la figura. Esta zona es una macla.
En la figura III-21, se muestra el mecanismo de maclado y se compara con el de
deslizamiento.
A diferencia del deslizamiento, en un material que ha deformado por maclado quedan
evidencias de la deformación que no pueden ser eliminadas por pulido. Como se ve
en las figuras III-22 la deformación va acompañada de un cambio de orientación de la
red. Ese cambio de orientación puede ser revelado por los reactivos de ataque o
mediante el empleo de luz polarizada si el material es ópticamente anisótropo.
En los materiales policristalinos las maclas tienen una forma característica de aguja.
En algunos casos (uranio o Fe por ejemplo) son muy finas y difíciles de diferenciar de
las líneas de deslizamiento. En otros casos son más cortas y anchas (por ejemplo en
el Zn).
El maclado se diferencia entonces del deslizamiento en que en este último la
deformación no va acompañada de cambio de orientación de la red. Por otra parte en
el deslizamiento, la zona en que se producen desplazamientos relativos de unos
átomos con respecto a los vecinos queda localizada en los dos planos que deslizan
(es decir en un volumen muy pequeño) y, el desplazamiento puede llegar a ser de
varios miles de espacios atómicos. En el maclado, los átomos que sufren
desplazamientos se hallan ocupando un volumen mucho mayor y el desplazamiento
de cada átomo respecto al vecino, es una fracción de espaciado atómico.
El deslizamiento es más efectivo que el maclado para permitir cambios de forma. Sin
embargo, el maclado, al cambiar la orientación de la red en la zona maclada, permite
que en ella puedan operar mecanismos de deslizamiento.
La deformación por maclado se produce a alta velocidad y va acompañada por un
“clic” audible. El “grito del estaño” que se produce cuando se deforma este metal (y
que también se produce en Zn) es debido precisamente a la aparición de maclas.
73
Curvatura y Rotación de la Red Cristalina
La deformación del monocristal hexagonal discutido anteriormente se consideró
realizada en una máquina de tracción que permite el desplazamiento lateral de las
mordazas. Esto es necesario, porque durante la deformación, se produce rotación de
la red cristalina con respecto al eje longitudinal de la misma, figura III-23. Es decir, que
el ángulo θ de la figura III-15 varía.
Si se emplea una máquina de mordazas rígidas, para acomodar esta rotación se debe
producir una curvatura de la red cristalina, figura III-24. A diferencia de los
mecanismos anteriores en que la red no alteraba su geometría, este mecanismo de
deformación produce una alteración de la misma, pues curva los planos.
Esto se puede detectar mediante rayos X. En efecto, la difracción de rayos X, por los
átomos de un cristal, se puede considerar como reflexión de ciertos planos.
Deformación Plástica en Otros sistemas Cristalinos
Metales Cúbicos de Caras Centradas:
En estos sistemas se obtienen diferentes tipos de curvas según la orientación del
monocristal.
Una curva típica es la que aparece en la figura III-25. En ella se observan tres zonas
indicadas con I, II, y III. La zona I, llamada de deslizamiento fácil, no se diferencia de
la de los metales hexagonales ya vistos. La deformación se produce según un sistema
de deslizamiento que produce, sobre la superficie del cristal, una serie de líneas de
deslizamiento paralelas.
Para un cierto valor de deformación, zona II, aparece la consolidación del metal que
aumenta su resistencia a medida que se deforma. Este aumento de resistencia va
acompañado de la aparición de otro sistema de líneas de deslizamiento que se cruza
con el anterior. Esto se produce debido a que, como consecuencia de la rotación de la
red, luego de una cierta deformación, otro sistema de deslizamiento queda
favorablemente orientado para operar.
En efecto, los metales cúbicos de caras centradas deforman en planos {111} y
direcciones <110>, es decir, en sistemas {111} <110>. Hay doce posibles
combinaciones, y, en consecuencia, al deformar comenzará a operar la más
74
favorablemente orientada. Sin embargo, al rotar habrá otro sistema que podrá operar.
Un sistema impide el fácil deslizamiento del otro.
La etapa III, corresponde a un “ablandamiento” del metal. La razón de esto es la
aparición del llamado “Deslizamiento Cruzado”. La tensión aplicada al material es
elevada y esto permite que una banda de deslizamiento que ve impedido su
desplazamiento, cambie de dirección, deslice en otro plano {111} diferentemente
orientado del primero y luego retorne a su dirección original. Es decir que el aumento
de densidad de planos de deslizamiento no trae aparejado un aumento de resistencia
y esto se ve reflejado en la disminución de la pendiente de la curva.
Las curvas como las analizadas aparecen en el caso en que durante un cierto tiempo
puede operar un solo sistema de deslizamiento. Si desde el comienzo pueden operar
más de un sistema no habrá deslizamiento fácil y la curva será como la figura III-26.
En los metales FCC, también se producen rotaciones de la red como las que
aparecían cerca de las mordazas de metales hexagonales. Esto da lugar a las
llamadas bandas de deformación, figura III-27.
Metales Cúbicos de Cuerpo Centrado:
Lo que caracteriza a los metales BCC, es la dirección de deslizamiento, que es una
dirección compacta <111>. El plano de deslizamiento no aparece tan definido, siendo
de todas maneras un plano de índices bajos. Esto hace que las líneas de
deslizamiento aparezcan onduladas, o sinuosas.
Recristalización
La curva - muestra que a medida que un metal se deforma aumenta su resistencia
mecánica. Por otra parte el metal deformado pierde ductilidad.
Si se quiere obtener un alambre de 1mm2 de sección, a partir de una barra de
100mm2, es necesario reducir la sección en un 99% (el material debe elongarse
10,000%). Si el material en cuestión se rompe con una elongación de 20%
(suponiendo una elongación en la zona de rotura de 100%) es evidente que esto será
imposible de realizar, salvo que luego de una cierta deformación, de alguna manera se
le puedan restituir las características de deformabilidad originales. Desde antiguo se
sabe que los metales trabajados en caliente pueden ser deformados sin límite. Lo
mismo puede realizarse calentado el metal luego de deformarse.
75
Este fenómeno por el cual, por efecto del calor, a material deformado se le restituyen
las propiedades del mismo material no deformado tiene gran importancia tecnológica
ya que permite llegar a formas semiterminadas a bajo costo.
Si una probeta metálica se deforma por tracción un cierto %, la dureza del material
aumentará según una curva como la que se muestra en de la figura. Si luego esa
probeta se calienta y se mide la dureza en función del tiempo de calentamiento, se
observa una caída de dureza. Luego de un tiempo dado, el metal llega a tener una
dureza similar a la de partida. En esas condiciones el material puede volver a ser
deformado.
H
Aumento de la dureza con la deformación plástica.
¿Por qué el material recupera sus propiedades iniciales?
Si se observa con un microscopio un metal no deformado se puede ver una estructura
policristalina de granos equiaxiados de la que se habló en el Tema I. El aspecto del
mismo material muy deformado es confuso. La estructura policristalina es difícilmente
reconocible y esto es debido al gran número de defectos introducidos durante la
deformación. En otros casos es posible reconocer en el material deformado granos
alargados por el proceso de deformación.
El material calentado hasta tener la dureza inicial presenta un aspecto policristalino
semejante al original. Esto significa que la restitución de propiedades mecánicas es
debida a la transformación de una estructura con baja densidad de defectos
generalmente de granos equiaxiados. Este fenómeno se llama recristalización.
76
Si se mide la evolución de la resistencia eléctrica durante el calentamiento de un
material deformado, se puede comprobar una progresiva disminución de la misma
que se opera antes que se produzca la recristalización.
Esto significa que previo a la recristalización y pese a no observarse modificación en el
microscopio el material sufre ciertas modificaciones. La etapa en que ocurren esas
modificaciones se designa recuperación.
Por otra parte en el material recristalizado aparece otro fenómeno que consiste en que
ciertos granos crecen a expensas de otros de un modo semejante a como crecen las
celdas de una espuma. Este fenómeno se llama crecimiento de grano.
Se verá en detalle a continuación cada una de las tres etapas que se producen al
calentar un metal deformado. Es necesario aclarar que frecuentemente todo el
fenómeno recibe el nombre genérico de Recristalización.
Recuperación:
Durante la deformación plástica se entrega energía al metal. Gran parte de esta
energía se libera como calor en el mismo proceso de deformación, pero parte de ella
(que puede llegar al 10%) queda almacenada como energía elástica en la red debido
al aumento de defectos lineales y puntuales.
Sometiendo el material a temperaturas elevadas se aumenta la movilidad de los
átomos en la red lo que posibilita un reordenamiento de los mismos hacia
configuraciones estables de menor energía por eliminación de defectos.
Esto es general para las tres etapas del proceso. Durante la recuperación en
particular se observa la desaparición de defectos puntuales y un reordenamiento ó
reubicación de dislocaciones pero no disminución de densidad de dislocaciones.
En realidad la desaparición de vacancias e intersticiales se produce ya a temperaturas
inferiores a la ambiente. Si se deforma un metal a una temperatura de 70º K y se
mide la resistividad a medida que se eleva la temperatura se observará un comienzo
de disminución a temperaturas ligeramente superiores a 70º K. Es decir que cuando
se deforma a temperatura ambiente se produce ya una recuperación inmediata a
continuación de la deformación.
77
Otro fenómeno que ocurre durante la recuperación es la poligonización, que consiste
en un reordenamiento de las dislocaciones que se ubican formando paredes. Si se
cumplen ciertas condiciones, este fenómeno puede ser observado con el microscopio
óptico.
Recristalización:
Se dijo ya que durante la etapa de recristalización hay un brusco cambio de
propiedades. Esto es el resultado del pasaje de una estructura de granos deformados
cuya red cristalina ha sufrido profundas modificaciones a una estructura de granos
generalmente equiaxiados y que presentan una relativamente baja densidad de
defectos.
Desde el punto de vista tecnológico lo que más interesa de este proceso es:
1. Como controlar el fenómeno, es decir como provocar o evitar la recristalización
de un determinado material. Por ejemplo conocer a qué temperatura y durante
cuánto tiempo es necesario recocer una aleación para luego poder seguir
laminándola en frío, o, por el contrario, cuánto tiempo una aleación deformada
que trabaja a temperatura elevada permanecerá sin recristalizar (este es por
ejemplo el caso de los radiadores de motores de combustión interna). Esto
obliga a conocer la cinética del fenómeno.
2. Controlar el tamaño de grano final ya que las propiedades mecánicas finales del
material recristalizado dependen del tamaño de grano. En general se pretende
obtener una estructura de tamaño final pequeño debido que la resistencia
mecánica es mayor. Para chapas que luego deben ser deformadas por
estampado debe evitarse un tamaño de grano grande debido a que esto
provoca un defecto llamado “piel de naranja” que consiste en una superficie
rugosa; por otra parte el tamaño tampoco debe ser demasiado pequeño debido
a que la ductilidad disminuye.
Otros fenómenos que deben ser tenidos en cuenta son por ejemplo las texturas de
recristalización, el crecimiento de grano exagerado ó recristalización secundaria, el
aspecto superficial del material luego de recocido, etc., pero estos puntos serán
dejados de lado en el presente curso.
78
Crecimiento de Grano:
Si se continúa calentando una probeta que ha recristalizado y se le examina al
microscopio periódicamente se observará, que con tiempos crecientes aumenta el
tamaño de grano. Como el volumen de la probeta no ha variado, esto significa que ha
disminuido el número de granos por desaparición de algunos de ellos. Se podría decir
que unos granos se “comen a otros”.
Los límites de grano son superficies a las que está asociada una cierta energía
superficial. La disminución de la superficie de límites de grano que ocurre durante el
crecimiento de grano trae aparejada una disminución de la energía total del cristal.
Esta disminución de energía es la fuerza motriz del fenómeno.
79
Figura III-1
Probeta de tracción normalizada
Probeta de tracción normalizada
Figura III-2. Curva de ensayo de tracción
80
σ- σi
ε - εi
Figura III-3
Curvas σ – ε y σi – εi
FIG. III-4
Deformación transitoria y permanente
81
σ
ε%
Figura III-5
Principales valores de la curva de tracción
Figura II-5
Principales valores de la
FIG. III-6
Curvas de fuerza de atracción y repulsión interatómica
82
Figura III-7
Esquema de Estructura de caucho vulcanizado
Fuente: Cottrell “The mechanical properties of matter” Pág. 80.
Figura III-8
FIG. III-8
Comportamiento de Zn, Al y Cu en Deformación elástica por comprensión hidrostática
83
Fi Ao g. III-9
Fuente: Guy “Elements of Phisical Mettallurgy”
84
Figura III- 10
Micro-tensiones residuales en un bicristal
85
Figura III-11
Tensiones residuales en una chapa laminada
Figura III-12
Fabricación de un monocristal por la técnica de solidificación controlada
86
87
88
89
Fig. III-18 Movimiento de una dislocación por deslizamiento
Fig. III-19 Maclado de un cristal de calcita CO3 Ca. Corte con cuchilla.
Fig.III-20 Formación de una macla en un monocristal de Zn.
90
91
Fig. III-22 b
92
93
94
CAPÍTULO IV
DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO7
Si fundimos juntos dos elementos puros y los dejamos solidificar muy lentamente, se
forma una aleación, que si la examinamos al microscopio se observa lo siguiente:
1. La aleación presenta una estructura totalmente homogénea, como si fuera un
metal puro, formando una estructura policristalina. Fig. IV-1a. Como ejemplo
tenemos la aleación Cu- Ni.
2. La aleación presenta una estructura de dos fases con diferencia de
composición química y/o estructuras cristalinas separadas por un límite abrupto
o interfase. Fig. IV-1b. Ejemplo, el Acero.
a b
Fig. IV-1
7 Susana Comas y Daniel Vasallo CNEA, PMM. Argentina, 1973.
95
Debe entenderse que un material es monofásico, cuando recorriéndolo punto por
punto a lo largo de una línea imaginaria como la figura IV-1a, la composición química
y/o estructura cristalina, no varían a lo largo de la misma. Por el contrario, se tiene una
estructura polifásica cuando se encuentran cambios abruptos de composición química
y/o estructura cristalina. Fig. IV-1b.
Fase: Es el conjunto de cada una de las partes del sistema con iguales
propiedades físicas y químicas. Se denomina interfase a la superficie de
separación de las fases. La diferencia de composición química de las fases hace que
la reactividad de las mismas frente a ciertos reactivos de ataque sea distinta, lo que
permite poner en evidencia la estructura bifásica.
Las fases presentes tienen mucha influencia sobre las propiedades de las aleaciones,
lo que hace importante saber cuántas fases y cuales están presentes en una aleación
a distintas temperaturas.
Las propiedades referidas se representan por medio de los diagramas de equilibrio,
que nos proporcionan información sobre cuáles y cuantas fases están presentes en
una aleación, para una dada temperatura y composición química específica.
La Fig. IV-2 representa el diagrama de equilibrio de la aleación Cu-Ag.
Fig. IV-2
96
Este diagrama está dividido en campos que corresponden a zonas en que se
encuentran presentes una o dos fases, las cuales se designan con letras griegas.
Un punto específico en el diagrama se determina por medio de una temperatura y una
composición dadas. Por ejemplo, para la aleación con 10% de Cu (valor de la
abscisa), a temperatura ambiente, corresponde una zona en que coexisten las fases α
y e (eutéctico). A 800 grados estarán presentes α + líquido, y, a 1000 grados, sólo
líquido.
De los diagramas de equilibrio se puede obtener información valiosa en metalurgia, tal
como puntos de fusión o de transformación de fases en aleaciones, temperaturas de
homogeneización, temperaturas de tratamientos térmicos etc.
Para poder aprovechar dicha información, es conveniente realizar un estudio
sistemático de los diferentes tipos de diagramas a que pueden dar origen las
aleaciones de dos componentes y de las propiedades de los mismos, como se verá de
aquí en adelante.
Regla de las Fases de Gibbs
La regla de las fases no sólo permite una mejor interpretación de los diagramas de
equilibrio y de las curvas de análisis térmico que se verán más adelante, sino también
permite deducir cuál es el máximo número de fases que pueden existir en un sistema
dado. En los casos que se estudiarán, un sistema queda termodinámicamente
definido, cuando se conocen la presión, la temperatura y la composición química de
cada una de las fases. Dicha composición se expresa mediante la concentración de
cada componente en cada fase.
Mediante consideraciones termodinámicas, Gibbs dedujo la regla de las fases que
expresa: “El número de fases, F, que se encuentran en equilibrio en un sistema,
sumado al número de grados de libertad o variancia, V, del sistema es igual al
número de componentes, C, más dos”.
F+V = C + 2
O, expresado de otro modo: “el número mínimo de variables independientes de un
sistema, V, con el que se puede definir termodinámicamente el mismo, es igual al
número de componentes, C, menos el número de fases más dos.
V = C - F + 2
97
Siendo:
Fase: lo que ya fue definido.
C = número de componentes: el número de componentes está dado por el número
de elementos presentes; en el caso de un sistema con compuestos estables, cada
compuesto será considerado un componente, y, los elementos que lo componen sólo
se tendrán en cuenta cuando hay descomposición de los mismos. Por ejemplo, en
una mezcla de NaCl+H2O, el número de componentes es 2, a menos que las
condiciones de P y T sean tales que se descompongan, en cuyo caso los
componentes serán 4: Na, Cl, H y O.
V = variancia: o grados de libertad del sistema, es el número de variables
externamente controlables (temperatura, presión, composición) que deben ser
especificadas para definir termodinámicamente el sistema. En otros términos, es el
número de variables que pueden modificarse independientemente sin modificar el
número y naturaleza de las fases presentes.
Deducción de la regla de las fases:
En un sistema de C componentes y F fases, las variables que determinan el sistema
son:
1. Presión.
2. Temperatura.
3. C.F. Valores de concentración (de los componentes en las F fases).
Por lo tanto, el número total de variables será: C. F + 2
Sin embargo, estas (C.F+2) variables, no son totalmente independientes entre sí ya
que el estado de equilibrio impone ciertas restricciones. Se trata en efecto de un
equilibrio dinámico en el que a través de las interfases se produce un intercambio de
átomos. Así, tal como se ven en la figura IV-3, a través de la interfase, i, moléculas
del componente A se desplazan de α a β y moléculas de A se desplazan de β a α
en el mismo tiempo, aunque las concentraciones de A en α y β no sean las
mismas.
98
Fig. IV-3
Para que esto ocurra los potenciales termodinámicos para el elemento A en ambas
fases deben ser iguales.
Es decir, que hay una función de la concentración que debe ser la misma para cada
elemento en todas las fases en equilibrio. Cada igualdad de esta función equivale a
una ecuación que liga las concentraciones de un mismo componente en 2 fases. A su
vez, cada ecuación que liga las variables disminuye en 1 (uno) las variables
independientes necesarias para definir el sistema.
Por ejemplo, en un sistema de F fases, para el componente A el equilibrio implica que:
μ (CAα) = μ (CAβ) = μ (CAү) =. . .= μ (CAF)
o sea (F – 1) ecuaciones.
Como esto se repite para los C componentes, habrá C (F-1) ecuaciones restrictivas.
Además, la suma de las concentraciones de los diversos elementos de cada fase
debe sumar 1.
CAα + CBβ + CCү +…………………= 1
Y como para cada fase se tiene una ecuación como la anterior, habrá otras F
ecuaciones que restringen el número de variables independientes.
99
Es decir, que por una parte tenemos (CF+2) variables, y, por otra parte F + C (F – 1) =
F + CF–C ecuaciones que restringen el número de variables independientes;
entonces:
V = CF + 2 – (F + CF – C) = C – F + 2
Variancia = variables totales ecuaciones restrictivas variables independientes
Esto constituye la regla de las fases.
Existen algunas reglas nemotécnicas para la regla de fases. Sin embargo, esto no es
necesario si se piensa en la deducción.
Cada componente que se agrega al sistema aumenta el número de variables
independientes ya que es necesario conocer su concentración en cada fase para
definir el sistema (V aumenta en número F). Por el contrario, cada fase disminuye el
número de variables ya que impone condiciones de equilibrio (V disminuye en C). De
allí se deduce que el número de componentes debe estar precedido del signo más y el
número de fases del signo menos.
Aplicación a sistemas Binarios
Para definir un sistema binario (o sea de dos componentes), cuando existe una sola
fase se necesitan tres variables:
V = C – F + 2
C = 2
F = 1
De donde V = 3
Una de estas variables es la presión. Para sistemas metálicos en la gran mayoría de
los casos se sobreentiende que la presión del sistema es la presión atmosférica y, en
consecuencia, al quedar definida una de las variables, el número de variables
independientes se reduce en una unidad y tenemos:
V = C – F + 1
Que se usa en los sistemas metálicos, salvo que se aclare lo contrario.
Bajo esta forma, para un sistema binario bifásico, el número de variables
independientes es 1.
V = 1; C = 2; F = 2
Si se tienen los componentes A, B y las fases α y β, las variables serán cinco:
100
T; CAα; CAβ; CBα y CBβ
Pero como la variancia del sistema es 1, cualquiera de ellas que se fije determina el
estado del sistema. Es decir, que si se fija la temperatura, las concentraciones de los
dos componentes en las dos fases no pueden ser cualquiera, sino que quedan
perfectamente definidas. Si se fija la composición de una fase, quedan determinadas
la temperatura y la composición de la otra fase.
Si hay tres fases, el número de grados de libertad es 0, es decir que quedan definidas
la temperatura y la composición de las fases presentes.
En un sistema binario, la regla de las fases indica que no pueden existir más de tres
fases en equilibrio. En general, para un sistema de C componentes, el número máximo
de fases posibles es C+1. Sin embargo, esas C+1 fases coexisten a una única
temperatura. Cualquier variación hace desaparecer una de ellas. Los sistemas en
equilibrio con los que se está en contacto diario, están afectados por las fluctuaciones
de la temperatura circundante y, en consecuencia, existen muy pocas posibilidades
que una aleación real presente las C+1 fases.
En los casos corrientes, el máximo número de fases posibles iguala al número de
componentes. Por ejemplo, para un sistema binario el máximo número de fases
habitualmente presente será 2 y para un sistema ternario (tres componentes), será 3.
La regla de las fases es el fundamento teórico de los diagramas de equilibrio.
Hay que remarcar que prácticamente todas las consideraciones que se hacen en el
presente capítulo se refieren a sistemas en equilibrio. Si bien esto ocurre raramente en
los sistemas metalúrgicos, ese punto de vista es un buen punto de partida para
entender los fenómenos que ocurren en condiciones de no equilibrio, como los que
serán tratados en solidificación y transformaciones de fase en estado sólido.
Soluciones Sólidas Binarias o Sistemas Isomorfos
El diagrama más simple, es el de dos metales que poseen solubilidad total en el
estado sólido, formando una solución sólida en todo el rango de composiciones. Es
decir, los átomos de los metales están uniformemente distribuidos en la red cristalina.
La distribución del soluto en la red cristalina del solvente puede presentarse de dos
maneras: introducido en los intersticios o “agujeros” del retículo del solvente o bien
reemplazando los átomos de solvente en la red.
101
Sin embargo, en los sistemas que presentan solubilidad total, sólo es posible el
segundo tipo de solución, que es la llamada sustitucional, de manera que la solución
sólida en todo el todo el rango de composición es isomorfa con ambos metales puros,
por lo que este tipo de sistemas se denominan Sistemas Isomorfos.
Un diagrama de equilibrio de este tipo se puede observar en la figura IV-4. Como
puede observarse, para todo el rango de composiciones, por encima de determinados
valores de temperatura (curva de líquidos), el sistema está constituido por una sola
fase líquida, y, análogamente, por debajo de las temperaturas dadas por la curva de
sólidos, el sistema está constituido por una sola fase sólida (solución sólida). Esta
solución sólida observada al microscopio en estado de equilibrio, se verá como una
fase homogénea en la que los únicos detalles que se podrán encontrar son límites de
grano y/o maclas de recristalización.
Fig. IV-4
Si a la temperatura T1 se encuentra una sola fase, de composición C1, con esas dos
coordenadas se tendrá el punto L1 en la figura IV-5. A la temperatura T2, se observa
que el sistema está compuesto por dos fases, una líquida de composición CL2 y otra
sólida de composición CS2. Los puntos L2 y S2 indican cuales son las fases que
coexisten a temperatura T2 y en consecuencia son dos puntos del diagrama de
equilibrio.
102
Fig. IV-5
El segmento de isoterma que une a puntos tales como L2 y S2 se llama Línea de
Unión o Conodal.
A temperatura T3, las composiciones de las fases que coexisten son CS3 y CL3. Los
puntos L3 y S3 también son puntos del diagrama y determinan otra conodal. Se
determina lo mismo para otras temperaturas T4, T5 y se tendrá un diagrama como el
de la figura IV-4. La línea L2, L3, L4, L5, es la llamada línea de líquidos o de liquidus. En
la zona que se halla por encima de ella, se encuentra únicamente la fase líquida. La
línea S3, S4, S5, es la línea de sólidos o de solidus. Por debajo de esta última, el
sistema está compuesto por una única fase sólida. La zona comprendida entre las
líneas de líquidos y de sólidos es la única parte del diagrama en que coexisten dos
fases, una líquida y una sólida, en equilibrio.
Hay que notar que en condiciones de equilibrio, en la zona bifásica (α +L), las
variaciones de temperatura deben ir acompañadas de cambios de composición, tanto
de la fase líquida como de la fase sólida. Así, al pasar de T3 a T4, el líquido y el sólido
se enriquecen en el componente A.
Las composiciones de la fase sólida y de la fase líquida, a medida que progresa la
solidificación variarán como indica la figura IV-6. Es decir, que el proceso de
103
solidificación no es tan simple como para un sólido puro. Esté cambio de composición
se hace mediante mecanismos de difusión en el sólido y líquido y en la interfaz sólido-
líquido. Una solidificación rápida que no permita actuar estos mecanismos de difusión
trae aparejado mecanismos de segregación.
Fig. IV-6
Análisis Térmico: Si se coloca una termocupla dentro de un recipiente que tiene un
metal puro fundido y se mide periódicamente la temperatura (o se utiliza un registrador
adecuado), el gráfico de enfriamiento que se obtiene (Temperatura vs. Tiempo), será
semejante al de la figura IV-7.
Fig. IV-7
104
Entre A y B se produce una pérdida de temperatura del sistema por radiación o
convección, lo que se traduce en una curva de decrecimiento logarítmico.
Al llegar a la temperatura de solidificación TF, comienza a aparecer la fase sólida. La
solidificación transcurre a temperatura constante. Aplicando la regla de las fases para
este sistema, se tiene que F = 2, C = 1, y, siendo la presión la atmosférica, V = 0. La
temperatura debe ser invariable. Cuando todo el sistema ha solidificado la temperatura
decae con una ley semejante a la del enfriamiento del líquido.
Si se pudieran reconocer las fases sólidas y líquidas, mientras el sistema se enfría,
como por ejemplo agua y hielo, se observaría durante el enfriamiento un fenómeno
como el representado en la figura IV-8.
Fig. IV-8
Si durante la solidificación de una aleación de un sistema isomorfo de composición
CS5, como en la figura IV-5 se miden las temperaturas, se obtiene una curva como la
de la figura IV-9. Los tramos entre T1 y T2 y entre T5 y T6 son semejantes a los vistos
para un metal puro, pero entre T2 y T5, el sistema se comporta en forma diferente.
Fig. IV-9
105
Al llegar la temperatura a T2 comienzan a aparecer cristales sólidos y, como la
solidificación va acompañada de desprendimiento de calor, se produce una
disminución de la pendiente de la curva temperatura-tiempo. Al llegar a la temperatura
T5, en que todo el metal ha solidificado, la curva de enfriamiento del sólido vuelve a
ser semejante a la que presentaba el líquido. Entre las temperaturas T2 y T5, tal como
se ve en el diagrama de equilibrio, coexisten dos fases y la solidificación no ocurre a
una temperatura única, como para un metal puro, sino que existe un rango entre las
mismas en función de la solidificación.
El aspecto del sistema en los puntos A, C y E de la figura IV-9, serán las figuras IV-8a,
b y c respectivamente, es decir semejante al de un metal puro, pero teniendo en
cuenta que en lugar de metal puro se trata de una solución sólida y que la
composición de los cristales α en la figura IV-8b no será la misma que la composición
del líquido.
El punto B es un punto del diagrama de equilibrio, ya que es un punto de la línea de
líquidos, y, el punto D también, ya que es un punto de la línea de sólidos. Debido a la
segregación que se produce durante la solidificación, en sistemas reales esto no es
totalmente válido.
Regla de la Palanca (Valida para la Zona Bifásica)
El diagrama de fases no sólo permite conocer la composición de las fases, sino
también la proporción en que se encuentran ambas. Esto se puede hallar aplicando la
llamada “Regla de la Palanca”.
Si en el diagrama de la figura IV-10 a una temperatura T1 tenemos en equilibrio la fase
líquida de composición CA y la fase Solida de composición CB, puede establecerse
las siguientes proporciones:
Cantidad de líquido = CB
Cantidad total de la aleación AB
Cantidad de sólido = AC
Cantidad total de la aleación AB
Cantidad de líquido = CB
Cantidad de sólido AC
106
Esta regla es general para cualquier campo de dos fases tal como el de la figura IV-11,
y, surge de un balance de materia para cada uno de los componentes del sistema.
Fig. IV- 10
Fig. IV-11
107
Sean:
mT = masa total de la aleación de concentración global C0
mα = masa de la fase α de composición Cα
mβ = masa de la fase β de composición Cβ
Un balance para el componente B, indica que la cantidad total de B en la aleación es
igual a la suma de la masa de B contenida en ambas fases:
mT C0 = mα Cα + mβ Cβ (1)
como:
mT = mα + mβ
mβ = mT - mα (2)
Reemplazando en la ecuación (1):
mT C0 = mα Cα + mT Cβ - mα Cβ
Reagrupando:
mT (Cβ - C0) = mα (Cβ - Cα)
O sea:
mα Cβ – C0 (3) mT Cβ – Cα
De la misma manera, reemplazando en la ecuación (1)
mα = mT - mβ
Se tiene:
mβ C0 – Cα (4) mT Cβ – Cα
Las ecuaciones (3) y (4) son las formas generales de la regla de la palanca para
cualquier campo bifásico.
Algunos sistemas isomorfos presentan diagramas como los de las figuras IV-12/13. En
ellos las tangentes de la curva de liquidus y de solidus son comunes en un punto del
diagrama que es un mínimo o un máximo de la curva. En la figura IV-14 se ve que si
esta condición no se cumple, aparece una incongruencia, ya que para una
temperatura T1 existirían en equilibrio dos fases sólidas de composición Cα1 y Cα2 en
una zona de una sola fase sólida, más una fase líquida (α + L).
=
=
108
A la composición correspondiente al mínimo, la aleación funde como un metal puro, a
una temperatura única. La composición del líquido y del sólido es la misma; cuando
esto ocurre, se dice que la aleación tiene un punto de fusión congruente en esa
composición.
Estos sistemas pueden dividirse en dos sistemas en los cuales la aleación AB se
comporta como un metal puro.
Así, en la figura IV-12, el sistema AB puede descomponerse en el A-AB y el AB-B.
109
Sistemas Eutécticos Binarios
Los sistemas eutécticos binarios, uno de cuyos ejemplos es el Al-Si, tienen diagramas
de equilibrio como los que aparecen en la figura IV-15.
Fig. IV-15
Descripción del diagrama:
En el diagrama se distinguen tres zonas monofásicas: líquida, solución sólida α,
isomorfa con el componente A y sólida β, isomorfa con el componente B. Estas
soluciones sólidas α y β que se presentan en un rango de composición que limita con
uno de los componentes puros y con el que son isomorfas se denominan soluciones
sólidas terminales.
Además hay tres zonas bifásicas:
(α + L), que representa sistemas en los que están en equilibrio solución sólida α y
líquido L. Las composiciones de las fases en equilibrio, para cada temperatura,
corresponden a los límites de las conodales que terminan en las líneas se solidus y de
liquidus respectivamente.
(β + L), que representa sistemas en los que están en equilibrio solución sólida β (cuya
composición se encuentra sobre la curva de solidus) y líquido (cuya composición se
encuentra sobre la línea de liquidus).
(α + β) que representa sistemas formados por solución sólida α y solución sólida β.
La composición de las fases en equilibrio corresponde, como antes, a los límites de las
conodales que determinan las curvas de sólidos.
110
Solidificación:
a) Una solución líquida de composición C1 solidifica como una aleación de las vistas
en el caso precedente. Este comportamiento se verificará para composiciones que
van desde el metal puro A, hasta la composición C2 y de C4 a B.
b) Una aleación de composición CE solidifica como un metal puro, es decir, a una
temperatura única llamada “temperatura eutéctica”.
A temperaturas superiores a la temperatura eutéctica sólo hay líquido. A temperatura
eutéctica hay 3 fases en equilibrio, una fase líquida de composición CE y dos fases
sólidas (soluciones sólidas), una α de composición C2 y otra β de composición C4.
Como las dos fases sólidas se originan simultáneamente, aparecen íntimamente
mezcladas, figura IV-16.a. La estructura final de la aleación puede tener el aspecto de
la figura IV-16.b. Toda la aleación consiste en una dispersión fina de fases α y β.
El punto E es un punto invariante del sistema ya que la regla de las fases para F = 3 y
C = 2 da V = 0. Esto significa que si se modifica una de las variables entra en un
campo de menos fases, es decir que desaparece una o dos fases. Por ejemplo, si la
temperatura disminuye desaparecerá la fase líquida, si aumenta desaparecen las 2
fases sólidas y solo existirá líquido.
A temperaturas inferiores a TE estamos dentro de un campo de 2 fases, figura IV-15,
en el cual la regla de la palanca es válida.
Cantidad de fase α ER (α M>–––E–––––<R β)
Cantidad de fase β ME
Curvas de análisis térmico
1. Para la aleación de concentración CE, figura IV-17, desde A a B el líquido
enfriará y al llegar a TE comenzará a solidificar. En el punto C se tiene
una estructura como la de la figura IV-16a. Todo el proceso de
solidificación transcurre a temperatura TE. Al llegar a D toda la aleación
ha solidificado (estructura que se ve en la figura IV-16b) y de nuevo se
reinicia la caída de la temperatura.
=
111
Fig. IV-16
Fig. IV-17
2. Para una aleación de composición intermedia entre C2 y C4, por ejemplo
C3 la curva de solidificación presenta el aspecto de la figura IV-18. Se
analizará el enfriamiento mediante esta figura y la del diagrama de
equilibrio que se ve en la figura IV-19.
112
Fig. IV-18
Fig. IV-19
Se parte de una temperatura To. Desde To hasta T1 se tiene enfriamiento de un
líquido. Al llegar a la temperatura T1 comienzan a separarse cristales de composición
CS1. Desde B a E la curva de análisis térmico es en todo caso semejante al de los
sistemas isomorfos.
113
El diagrama de fases indica que a temperatura T2 coexisten en equilibrio cristales de
composición CS2 y líquido de composición CL2. Si de alguna manera se pudiera
observar la aleación se podrían diferenciar la fase sólida de la líquida como se ve en la
figura IV-20ª.
A medida que disminuye la temperatura aumenta la cantidad de fase sólida a
expensas de la fase líquida como para el caso de solubilidad total visto anteriormente.
A una temperatura muy cercana a TE, por ejemplo. T3 el equilibrio se establece entre
líquido L3 y sólido S3. Punto D en la figura IV-18.
En la figura IV-20b, se observa una mayor proporción de fase α con respecto a la
figura IV-20a. A la temperatura eutéctica hay 3 fases en equilibrio: líquido, α y β, es
decir aparece una fase nueva que antes no existía.
En la figura IV-20c se ven los cristales de α que ya solidificaron, “islotes” de eutéctico y
líquido que corresponde al punto F de la figura IV-18. Cuando toda la aleación ha
solidificado la estructura es la de la figura IV-20d
a b
Fig. IV-20
114
c d
Fig. IV-20
Aplicación de la Regla de la Palanca
La regla de la palanca se puede aplicar a temperatura eutéctica en el campo α + L
para hallar la cantidad relativa de α y líquido; en el campo β + L para hallar la cantidad
relativa de β y L; en el campo α + β para hallar las cantidades relativas de α y β en el
eutéctico y en el total de la aleación. Figura IV-21.
Hasta ahora se analizó el comportamiento de una aleación de contenido de soluto
menor que el eutéctico o aleación hipoeutéctica. Para una aleación de mayor
contenido de soluto que el eutéctico, o hipereutéctica se razona de la misma manera.
La solución que solidifica antes que el eutéctico se llama fase proeutéctica.
Fig. IV-21
115
Es de hacer notar que, si bien la morfología de las aleaciones de composición
eutéctica, hipo e hipereutéctica son distintas, las fases presentes en cualesquiera de
ellas son las mismas: α + β. La diferencia que se observa corresponde a la distinta
distribución de las mismas en la aleación, o sea a la forma de presentarse.
Solubilidad Parcial
El diagrama eutéctico visto presenta el fenómeno de la “solubilidad Parcial”, es decir
que el metal A puede disolver cierta cantidad del metal B, pero si se supera una
determinada concentración se forma una nueva fase. Para la figura IV-15 la nueva
fase es una solución sólida de B en A. En esa figura las líneas de solidus son las
curvas de solubilidad, es decir, las curvas que dan las cantidades máximas que A
puede disolver a B, y, B a A a diferentes temperaturas. Estas líneas, se llaman
también Líneas de Solvus.
Una aleación de composición C1, en el punto M, a temperatura T1, en la figura IV-22,
es monofásica, como se ve en la figura IV-23a. Si se enfría seguirá siendo monofásica
hasta llegar a la temperatura T3. Por debajo de ella aparece la fase β en un proceso de
transformación que ocurre totalmente en estado sólido, figura IV-23b. A temperatura
T5 habrá una cantidad de fase β que se podrá hallar aplicando la regla de la palanca.
A su vez la solución sólida α cambia de composición y, como consecuencia de esa
precipitación sufre empobrecimiento de soluto. Lo mismo ocurriría para una aleación
de composición C3.
116
Fig. IV-22
a Fig. IV-23 b
El Concepto de Reacción en los Diagramas de Equilibrio
Cuando un diagrama binario presenta un punto invariante, es frecuente llamar
reacción a la transformación que se produce cuando se calienta o se enfría una
aleación que pasa por ese punto invariante. Se habla así de reacción eutéctica,
peritectoide, etc. El significado del término no está bien definido aunque está asociado
117
fundamentalmente a la transformación de las fases a partir de otras. Así, en la
solidificación de un eutéctico se puede decir que el líquido se transforma en dos fases
sólidas de diferente composición (ya que solidifica en forma incongruente), de la
misma manera que en una reacción química.
Al considerar estos fenómenos como “reacciones” entre fases tienen la ventaja de
asociarse a una expresión de forma simbólica como en las reacciones químicas.
La reacción eutéctica se expresa mediante la siguiente representación:
Calentamiento
←--------------------- ---------------------→
Enfriamiento
Que se verifica a una temperatura única
Gráficamente:
La existencia de un eutéctico o de otra reacción en un diagrama de equilibrio está
generalmente asociada a una estructura resultante de morfología característica, que
se comporta como un metal puro, por lo tanto fundirá a una temperatura única.
Algunos Casos Particulares de Sistemas Eutéctico
1. El metal B es parcialmente soluble en A pero el metal A es insoluble en B. Fig.
IV-24. A la izquierda de E el diagrama se comporta como el que ya se ha
explicado, A la derecha de E, la diferencia con los otros es que la zona de β se
ha reducido hasta no ser más que la línea del metal puro.
L
118
Fig. IV-24
2. Tanto A como B, son mutuamente insolubles en estado sólido. Fig. IV-25a. Aquí
para ambos componentes el rango de solubilidad en estado sólido se ha
reducido a la línea del elemento puro. En realidad no puede existir una
insolubilidad total, y, en consecuencia a una escala apropiada el diagrama
debería ser el de la Fig. IV-25b.
a Fig. IV-25 b
119
De igual manera existen otros casos especiales que se discutirán en su oportunidad.
Sistemas Peritécticos Binarios
Los sistemas Peritécticos, al igual que los eutécticos poseen un punto invariante en el
que coexisten tres fases, la reacción característica se expresa por:
L + β ----Enfriamiento---→ α
Es decir que, en el enfriamiento, dos fases, una líquida L y una sólida β, reaccionan
para dar una única fase sólida α, de concentración distinta a la anterior. A su vez, por
calentamiento, un sólido α, funde en forma incongruente dando origen a una fase
líquida y una sólida β.
Descripción del diagrama
Un ejemplo de diagrama peritéctico se ve en la figura IV-26. En ella se indican las
fases que aparecen en los distintos capos. Como en los diagramas anteriores, las
regiones que se encuentran entre zonas monofásicas, corresponden a sistemas en
que se encuentran dos fases en equilibrio, con concentraciones dadas por los
extremos de las líneas de unión.
Fig. IV-26
La solidificación de líquidos de concentraciones inferiores a C1 o superiores a C3, es
enteramente análoga a la de sistemas isomorfos. Al igual que para los sistemas
120
eutécticos, la línea de Solvus en general no será vertical, sino que la solubilidad de B
en A y de A en B en estado sólido, puede ser función de la temperatura, lo que da
lugar a precipitación del estado sólido.
Solidificación de Aleaciones de Concentración Peritéctica Cp
Al llegar a T1, Fig. 26, comienzan a separarse cristales de β de concentración C5.
A medida que disminuye la temperatura aumenta la proporción de sólido β a
expensas del líquido. La concentración de β va siguiendo la curva de solidus y la del
líquido la curva de liquidus, la proporción en que se encuentran ambas fases a cada
temperatura, se determina por la regla de la palanca. Por ejemplo a T2, se tendrá una
mezcla de cristales de β de concentración C4 embebidos en un líquido de
concentración C2, figura IV- 27ª, y, a una temperatura ligeramente superior a la
peritéctica, las concentraciones de las fases L y β en equilibrio serán C1 y C3
respectivamente y la proporción de β, será máxima en ese punto. Fig. IV-27b. A Tp se
produce la reacción:
LC1 + βC3 ----Enfriamiento----→ αCP
De manera que coexisten las tres fases en equilibrio (punto invariante). Si se deja
completar la reacción, se tendrá finalmente una estructura monofásica formada por
cristales de α de concentración CP. Fig. IV-27d. Esta estructura no sufrirá reacciones
ulteriores por enfriamiento.
121
Fig. IV-27
Solidificación de Sistemas Hipoperitécticos
Se toma como ejemplo la solidificación de un líquido de concentración C2, figura IV-26.
Los primeros cristales de β comienzan a aparecer a T2 y tienen una concentración
igual a C4. A medida que desciende la temperatura, aumenta la proporción de β cuya
concentración varía a lo largo de la curva C4 C3 y la concentración del líquido a lo largo
de C2 C1. Al llegar a TP, parte del líquido de concentración C1, reacciona con todo el
sólido β de concentración C3, para dar α de concentración CP. La temperatura
permanece invariante hasta que desaparece una de las fases, quedando finalmente la
fase sólida α de concentración C3 y parte del líquido que no reaccionó, de
concentración CL. Posteriormente, durante el enfriamiento, sigue el proceso de
solidificación aumentando la fase α a expensas del líquido remanente, hasta que, a T3,
todo el líquido ha solidificado. La concentración de la fase α, durante esta última
122
etapa, sigue la curva de solidus igual que en un sistema isomorfo. A temperaturas
inferiores a T3, el sistema es monofásico: α de concentración C2. Fig. IV-27d.
Curva de Análisis Térmico
Para las diferentes concentraciones las curvas de enfriamiento aparecen en las figuras
IV-28a, b y c. Para concentraciones iguales o inferiores a C1, figura IV-28ª, la curva de
solidificación es semejante a la de un sistema isomorfo. Los puntos de inflexión
corresponden a puntos de la curva de liquidus y de solidus respectivamente.
Fig. IV-28
Para una concentración CP figura IV-28c, desde un punto en el líquido hasta la
temperatura TP, la curva de solidificación es semejante a la de un sistema isomorfo. A
T1, en que comienza a solidificar, aparece un cambio de curvatura en la curva de
enfriamiento.
A temperatura TP, se produce la reacción peritéctica, con solidificación a temperatura
constante. Posteriormente, el metal se enfría en la forma conocida para un sólido que
no sufre ninguna transformación.
123
Para una concentración C2, figura IV-27b, hasta TP, es análogo al caso anterior. El
punto de inflexión en T2 corresponde al comienzo de la solidificación. A TP aparece la
meseta correspondiente a la reacción peritéctica nulivariante.
En este caso, sin embargo, es de hacer notar que la meseta es más breve que para el
caso anterior. Luego de la reacción peritéctica, el sistema contiene aún una fase
líquida. Esa fase solidificara como un sistema isomorfo, lo que se traduce en la curva
de forma conocida. El punto de inflexión en T3 corresponde a la terminación de la
solidificación (punto en curva de solidus).
Transformaciones en Estado Sólido
Hasta ahora se han visto casos en los cuales intervenía una fase líquida. Se
examinarán ahora dos reacciones en las que las fases que intervienen son sólidas.
Las transformaciones de fase que ocurren en equilibrio, al variar la temperatura, se
asemejan a las de los sistemas eutécticos y peritécticos.
Sistemas Eutectoides Binarios
Una aleación como la de la figura IV-29, solidifica como un sistema isomorfo. Es decir
que, a alta temperatura, las fases de los metales A y B, son totalmente solubles. A
más baja temperatura, se producen transformaciones alotrópicas que introducen la
aparición de insolubilidad parcial entre esas fases.
Como el sistema se comporta en forma muy semejante al del eutéctico esa
transformación -----→ α + β (enfriamiento), ha tomado el nombre de eutectoide.
El diagrama característico es:
Para analizar la evolución de las fases durante el enfriamiento se deben hacer las
mismas consideraciones que para los eutécticos teniendo en cuenta que donde dice
“líquido” debe leerse “Fase “.
Un sistema muy importante, el Fe-C presenta una reacción de este tipo que se verá en
detalle más adelante.
124
Sistemas peritectoides binarios.
Ejemplo figura IV-30. Están caracterizados por la reacción:
+ β --------→ α (enfriamiento), y, se esquematizan:
Fig. IV-29 Fig. IV-30
El razonamiento que se sigue para comprender como se produce la reacción
peritectoide en equilibrio, es semejante al visto para peritécticos reemplazando al
término “liquido” por el de “fase ”. Las curvas de análisis térmico también son
semejantes. En éstas últimas hay que tener en cuenta que los calores latentes de
reacción son menores que para la solidificación y en consecuencia los cambios de
curvatura durante el enfriamiento serán menos notables.
Diagramas complejos
En los diagramas correspondientes a sistemas eutécticos, peritécticos, eutectoides y
peritectoides, se ha analizado una sola reacción.
Sin embargo, en muchos de los diagramas de aleaciones metálicas se presenta más
de una reacción, por lo que se denominan “Diagramas complejos”.
125
El análisis de los mismos se simplifica, si se sigue la sistemática detallada a
continuación:
1. Identificar las regiones monofásicas, identificando en cada zona la fase
correspondiente.
2. Recordar que las regiones encerradas entre zonas monofásicas corresponden
a sistemas bifásicos en los que las composiciones de las fases en equilibrio,
para cada temperatura, están determinadas por los extremos de las conodales.
3. Ubicar las isotermas de reacción, escribiendo las reacciones que tienen lugar a
cada temperatura.
Diagramas con fases intermedias.
Hasta ahora se han examinado diagramas en los cuales las fases sólidas presentes
son fases terminales, es decir soluciones sólidas isomorfas con los metales puros.
Sin embargo, aleaciones formadas por dos metales pueden dar origen a las llamadas
fases “intermedias” con características diferentes a las fases terminales.
Estas fases intermedias no son isomorfas con los componentes puros y se presentan
en un rango de composición que no limita con ninguno de los componentes puros.
Por ejemplo, en la aleación Cu-Zn, el cobre y el Zn tienen una estructura fcc y hcp
respectivamente. Sin embargo, la aleación formada por 40% en Zn tiene una
estructura bcc. Esta estructura bcc es una fase intermedia de las cuatro que presenta
el sistema Cu-Zn.
Cuando el rango de existencia de estas fases intermedias es muy estrecho, o incluye
una composición que corresponde a una relación sencilla entre átomos de los metales
puros, puede suponerse la existencia de un compuesto de fórmula definida An Bm, al
que se denomina compuesto intermetálico. Los compuestos intermetálicos pueden
fundir o transformar al estado sólido en forma congruente o incongruente. Las
transformaciones de fase incongruentes de los mismos dan lugar a reacciones
peritécticas o peritectoides,
Las figuras 31, 32 y 33 son ejemplos de diagramas con compuestos intermetálicos y
fases intermedias. Los tres casos presentan compuestos intermetálicos con
propiedades de fusión congruente de manera que el diagrama complejo puede
dividirse para su análisis en sistemas binarios simples.
126
Fig. IV-31
Fig. IV-33
Fig. IV-32
127
Reglas de construcción de los diagramas de equilibrio (Rhines).
1. Ya se explicó que para los sistemas isomorfos que presentan máximo o
mínimo, el punto de fusión congruente coincide con ese máximo o mínimo.
Figuras IV-12 y IV-13.
2. Las prolongaciones de las líneas que limitan en campo de dos fases deben
entrar en otro campo de dos fases.
3. Regiones de una fase pueden tener en común sólo un punto, nunca una línea
(por ejemplo dos puntos de transformación congruentes).
4. Dos regiones monofásicas adyacentes están separadas entre sí por un campo
de dos fases que las involucra. (3) y (4) pueden expresarse diciendo que “a lo
largo de una isoterma se deben encontrar alternadamente campos de una y dos
fases”, es decir que no pueden encontrarse campos adyacentes con el mismo
número de fases.
5. A partir de una isoterma de reacción se deben originar 3 campos de dos fases.
De cada línea de reacción trifásica deben radiar 6 límites de fase.
Existen conceptos adicionales dentro del tema que se estudia, tales como la
inmiscibilidad parcial en estado líquido, los sistemas monotécticos, los sistemas
binarios sintécticos, los sistemas ternarios, etc., pero a los fines del presente curso no
se estudiarán.
Teoría de Aleaciones
Habiéndose estudiado las distintas formas que presentan los diagramas de equilibrio,
cabe preguntarse: ¿Es posible predecir ciertas características del diagrama de un
determinado sistema, tales como grado de solubilidad de un metal en otro? ¿Cómo
están relacionadas las propiedades de las aleaciones con su estructura? ¿Cómo
puede un diagrama de equilibrio predecir el comportamiento de una aleación?
La teoría de las aleaciones tiende a obtener la respuesta a estos interrogantes, a
través del conocimiento de la naturaleza de las soluciones sólidas y fases intermedias.
Soluciones Sólidas
Dos metales forman solución sólida cuando la mezcla entre ambos da como resultado
un sistema homogéneo (monofásico). Figs. IV-34/35. La solución de un metal (soluto)
en otro (solvente), isomorfa con el solvente se denomina solución sólida terminal y se
128
caracteriza porque las propiedades de la aleación son semejantes a las del
componente puro en mayor proporción.
De acuerdo a la forma en que están ubicados los átomos de soluto en la red cristalina
del solvente, la solución puede ser de dos tipos: sustitucional o intersticial, según los
átomos de soluto reemplacen a los del solvente en la red cristalina, o bien, se
ubiquen en los intersticios de la misma.
Fig. IV-34 Fig. IV-35
Soluciones Sólidas Intersticiales
Son aquellas en que los átomos de soluto se ubican en los intersticios de la red del
solvente. Fig. IV-36. El factor más importante de la posibilidad de este tipo de solución,
es el tamaño atómico: los átomos de soluto deben ser pequeños menos de .59 el
diámetro atómico aparente del solvente. Prácticamente, los únicos elementos que
entran en solución sólida intersticial son: C, N, B y H. Aun así, estos son más grandes
que los intersticios de la red y al introducirse la deforman, por lo que la solubilidad de
este tipo de sistemas es restringida. Ejemplos de este tipo de solución son los
sistemas C-Ni; C-W y B-Ti.
Soluciones Sólidas Sustitucionales
Son aquellas en las que los átomos de soluto reemplazan a parte de los del solvente
en el retículo cristalino. Fig. IV-34. Este reemplazo no provoca una alta distorsión de la
red, siempre y cuando los tamaños atómicos de ambos metales sean semejantes, de
manera que es posible encontrar sistemas con soluciones sólidas sustitucionales que
presentan un amplio rango de solubilidad, por ejemplo la solución sólida en el sistema
129
Cu-Zn. Si en cambio, el tamaño atómico entre los metales es muy distinto, la distorsión
de la red aumentará rápidamente con el agregado de soluto, y, llegará un punto en el
cual se formará una segunda fase de menor energía a expensas de la primera.
Hume-Rothery encontró que para que se formen soluciones en rango extendido, los
diámetros atómicos aparentes no deben diferir en más del 15%.
El factor tamaño es condición necesaria pero no suficiente. Dos elementos deben
tener también un carácter electroquímico semejante, ya que si uno es mucho más
electropositivo que el otro, tenderán a formar fases intermedias estables o compuestos
intermetálicos.
Resumiendo, la formación de soluciones sólidas en rango extendido, se presenta sólo
en soluciones de tipo sustitucional y nunca intersticial. En las primeras se deben
cumplir ciertas condiciones que están dadas por la reglas de Hume-Rothery:
1. Diferencia de tamaño atómico menor del 15%.
2. Carácter electroquímico semejante.
3. Factor valencia.
El caso límite de solubilidad en el estado sólido, es el que se presenta en todo el rango
de composiciones de una aleación, para lo cual, además de las reglas enunciadas
previamente, debe cumplirse que ambos metales cristalicen en el mismo sistema. Esta
condición es evidente, ya que la solución sólida, en este caso, es isomorfa con ambos
componentes y por lo tanto estos también deben ser isomorfos entre sí.
Fases Intermedias y Compuestos Intermetálicos
Muchos diagramas de equilibrio presentan soluciones sólidas no terminales (en rangos
intermedios de concentración), y, que generalmente no son isomorfas con los metales
puros. Estas se denominan fases intermedias.
La naturaleza de las fases intermedias es análoga a la de las soluciones sólidas
terminales. Los átomos de ambos metales forman una red cristalina y están ligados
entre sí por unión de tipo metálica.
Estudios realizados sobre fases intermedias indican que, al igual que en las soluciones
sólidas terminales, el límite de concentración (o rango de concentración), es función
de la concentración electrónica. Aparentemente, para cada sistema cristalino, hay un
valor de concentración electrónica límite característica.
130
Compuestos Intermetálicos
En algunos casos, el valor de concentración electrónica característico de una fase
intermedia, coincide con una relación sencilla entre los átomos de los componentes.
Por ejemplo, la fase β del diagrama Cu-Zn corresponde a aproximadamente 50%
atómico de Zn. Este hecho hace suponer la existencia de un compuesto intermetálico
de fórmula Cu-Zn.
Sin embargo, la fórmula Cu-Zn no corresponde a un compuesto desde el punto de
vista químico, ya que ambos elementos están asociados por unión metálica, siendo la
característica fundamental el valor de concentración electrónica, por lo que se
denominan Compuestos Electrónicos. Otros tipos de compuestos intermetálicos son
de tipo iónico, como en el sistema Mg-Pb, o puramente covalentes como en el sistema
Zn-Se. En estos casos, el rango de existencia de la “fase intermedia” es sumamente
estrecho y corresponde a la solución del metal puro en el compuesto.
La formación de uno u otro tipo de compuesto intermetálico depende
fundamentalmente de la diferencia de carácter electroquímico de los metales que
forman la aleación y existe toda una gama de compuestos desde los puramente
iónicos o covalentes, a los electrónicos.
En realidad, desde el punto de vista termodinámico, el factor determinante en la
formación de las soluciones sólidas terminales o intermedias de distinto tipo,
incluyendo compuestos intermetálicos, es la relación entre las fuerzas de atracción de
los átomos de la misma especie, respecto a las fuerzas de atracción entre átomos de
especies diferentes.
En una aleación formada por dos metales Ay B, puede ocurrir que:
1. Los átomos de A y B sean atraídos más intensamente por átomos de la misma
especie, que por átomos de especie diferente.
2. Los átomos se sientan más atraídos por los de especie diferente.
3. La atracción sea la misma para átomos de igual o diferente especie.
El caso a), puede originar en una solución sólida un cierto agrupamiento de átomos de
la misma especie (fenómeno llamado “Clustering”). Puede también provocar la
formación de dos fases diferentes, una rica en el metal A y otra rica en el metal B.
131
El caso b), puede originar en una solución sólida el fenómeno llamado “Ordenamiento”
que se verá a continuación, o llevar a la formación de fases intermedias.
El caso c), corresponde a una solución sólida desordenada.
Soluciones Ordenadas y Desordenadas
En una solución de tipo sustitucional, es posible imaginar los átomos de soluto
distribuidos al azar como en la figura IV-36ª, o bien siguiendo un ordenamiento
regular, figura IV-36b.
(a) (b)
Fig. IV-36
En general, y, en especial a temperaturas altas, las soluciones sólidas presentan un
ordenamiento al azar, por lo que se denominan “desordenadas”. En algunos casos, sin
embargo, una fase puede presentar por encima de una cierta temperatura una
estructura desordenada y por debajo de la misma una estructura ordenada: solución
ordenada.
132
EL SISTEMA HIERRO-CARBONO
El diagrama de equilibrio, quizá más importante de todos, lo constituye el sistema
Hierro-Carbono, debido a que estas aleaciones son las de mayor utilización en la
industria mundial. Ningún otro sistema de aleación ha sido estudiado con tanto detalle,
ya que los cambios de fase del estado sólido, que ocurren, tanto en el acero como en
las fundiciones, responden a una serie muy amplia de necesidades que son resueltas
debido a las transformaciones alotrópicas del acero y de las fundiciones. Las
transformaciones en estado sólido de las referidas aleaciones, son de suma
importancia en el estudio de las propiedades generales de las aleaciones metálicas, y,
ayudan a comprender el comportamiento de las mismas en relación con sus
diagramas de equilibrio.
La figura IV-37 muestra una representación típica de dicho diagrama.
Este diagrama muestra los rangos de composiciones y temperaturas en los cuales las
fases componentes de las aleaciones hierro-carbono son estables.
El diagrama completo Fe-C, no tiene utilización práctica, por lo que la única parte del
mismo, de importancia científico-técnica, la constituye la sección correspondiente a la
zona entre 0 y 6.67% de carbono. Al componente de esta concentración se le da el
nombre de Cementita, que es un carburo de hierro (Fe3C), y, consiste en un
compuesto intermetálico, que es el responsable de la alta resistencia de estas
aleaciones bajo condiciones normales a temperatura ambiente.
En la práctica, de acuerdo a lo anterior, se utiliza la sección correspondiente al
diagrama, a la que se le conoce como “Diagrama Hierro-Cementita”, o, Fe–Fe3C, en el
que la cementita se analiza como fase límite correspondiente a la concentración
Fe6.67%C, lo cual nos indica que este no es realmente un diagrama de equilibrio, ya
que la cementita no es una fase de equilibrio. Sin embargo, la cementita una vez
precipitada bajo condiciones controladas de enfriamiento, a temperatura ambiente se
convierte en una fase sumamente estable y su utilización y tratamiento, constituye una
de las bases fundamentales en el aprovechamiento de las propiedades generales,
tanto de los aceros, cuanto de las fundiciones.
133
Por las condiciones anteriores, el diagrama propuesto se utiliza exhaustivamente para
predecir los cambios de fase resultantes de la alotropía del Fe-C y su extrapolación al
efecto de los tratamientos térmicos. Lo más importante del diagrama, es que muestra
tres líneas horizontales que corresponden a reacciones isotérmicas, y, que a la vez,
presentan los tres puntos invariantes característicos del mismo:
1. a 1493 ºC, para la composición Fe0.18%C, sucede la reacción peritéctica:
Enfriamiento→
Líquido + δ ↔ Austenita (ү)
←Calentamiento
2. a 1147ºC, para la composición Fe4.3%C sucede la reacción eutéctica:
Enfriamiento→
Líquido ↔ Austenita (ү) + Cementita (Fe3C)
←Calentamiento
3. a 723ºC, para la composición Fe0.8%C, sucede la reacción eutectoide:
Enfriamiento→
Austenita (ү) ↔ Ferrita (α) + Cementita (Fe3C)
←Calentamiento
En la gráfica se pueden apreciar los tres puntos invariantes referidos, característicos
de muchos diagramas de equilibrio.
METALOGRAFÍA DEL ACERO
Como se vio en el capítulo II, las estructuras cristalinas de los metales responden a
ordenamientos geométricos de largo alcance, que son los responsables de las
características mecánicas de los mismos.
En el caso particular de los aceros al carbono, debido a sus características de
solubilidad, se hacen presentes tres estructuras bien definidas influenciadas por el
metal base que es el hierro, estas son: Ferrita, Cementita y Perlita. Así, a temperatura
ambiente, la estructura metalográfica total está constituida por la ferrita o hierro alfa,
isomorfo con el hierro puro, con estructura cúbica de cuerpo centrado, y, el compuesto
intermetálico de estructura ortorrómbica, denominado cementita, que corresponde al
límite de composición química de las aleaciones hierro-carbono de utilidad industrial.
Sin embargo, como existe una composición eutectoide, Fe0.8%C, denominada perlita,
134
compuesta metalográficamente por capas alternas de ferrita y cementita, como se
observa en las micrografías de la figura IV-38, esta constituye la tercera estructura. En
función de lo anterior, los aceros se dividen en hipoeutectoides e hipereutectoides. Los
primeros están compuestos de ferrita más perlita y los últimos de perlita más
cementita. Esto puede observarse en las referidas micrografías. Por las razones
expuestas, se utiliza el diagrama de equilibrio para predecir los cambios de fase en
aleaciones de hierro-carbono que experimentan ciclos de temperatura de variación
lenta o normal.
El diagrama hierro-carbono se caracteriza por los tres puntos invariantes que se
señalaron con anterioridad: un punto peritéctico a 0.16% de C y 1493ºC, un punto
eutéctico de 4.3% de C y 1 146ºC, y un punto eutectoide a 0.80 de C y 723ºC. La
transformación peritéctica ocurre a temperaturas muy elevadas y en aceros de
concentración de carbono muy baja (la esquina superior izquierda del diagrama de
equilibrio); su utilidad práctica se desconoce, por lo que su cinética de transformación
puede obviarse.
La solución sólida cúbica centrada en las caras, ó fase gamma. Recibe el nombre de
austenita. Todas las composiciones conteniendo menos de 2% de C pasan a través de
la región austenítica durante el enfriamiento desde el estado líquido a la temperatura
ambiente (esta composición varía, según varios investigadores, en el intervalo de 1.7 a
2 % de carbono). Esta es la base fundamental para que las aleaciones en este
intervalo sean clasificadas como aceros. En realidad, la mayor parte de los aceros al
carbono contienen menos del 1% de este elemento, con los mayores tonelajes
producidos en la zona de 0.2 a 0.3% de C (aceros estructurales utilizados en edificios,
puentes, barcos, barras de refuerzo para hormigón, etc.). Los aceros con menos de
0.2% de C se utilizan en la producción de alambres y clavos. Sólo en muy raras
ocasiones se utiliza acero con más del 1% de C (hojas de rasurar, cuchillería, etc.).
Las composiciones mayores del 2% se clasifican como hierros fundidos o fundiciones,
que pueden contener cantidades relativamente grandes de otros elementos, el más
predominante de los cuales es el silicio. Estos hierros difieren de los aceros en otro
aspecto importante. La presencia del silicio promueve la formación en ellos de grafito.
Como resultado, los hierros fundidos pueden contener carbono en la forma tanto de
135
grafito como de cementita. Este hecho significa una diferencia importante entre los
hierros fundidos y los aceros, pues los últimos solamente contienen carbono
combinado en la forma de Fe3C. En el capítulo I se hizo un análisis detallado de las
características de los hierros fundidos.
Suponiendo un enfriamiento lento, se pueden predecir los cambios de fase en los
aceros con una precisión considerable utilizando el diagrama de equilibrio. Por otra
parte, cuando las transformaciones no ocurren bajo condiciones de equilibrio, tal
como cuando se enfría rápidamente el metal, se forman nuevas y diferentes fases
metaestables y constituyentes. Como estas estructuras son importantes en la teoría
del endurecimiento de los aceros, la cinética y principios de su formación son de
importancia considerable y se verán en el capítulo VI.
Las microestructuras obtenidas cuando se enfría la austenita a temperatura ambiente
dependen no sólo de la naturaleza del ciclo de enfriamiento, sino también de la
concentración de carbono original de la austenita. Por ejemplo. La composición
eutectoide de 0.8% de C, en enfriamiento lento, se transforma completamente a la
estructura eutectoide denominada perlita. En la práctica, los aceros se enfrían casi
siempre desde la región austenítica a la temperatura ambiente de tal manera que la
temperatura desciende continuamente. En el capítulo VI se analizará el efecto de las
velocidades de enfriamiento sobre la estructura resultante de los aceros al carbono. El
análisis del diagrama de equilibrio se realiza tomando en cuenta velocidades de
enfriamiento relativamente lentas.
La Ferrita: esta es la estructura cristalina conocida como hierro α, cubica de cuerpo
centrado, isomorfa con el hierro puro, su máxima solubilidad es de 0.02% de carbono
a 723ºC, sin embargo puede contener considerables cantidades de elementos
aleantes como manganeso, silicio y níquel; su característica mecánica más importante
la constituye su alta ductilidad, siendo el más blando de los componentes estructurales
del acero. Su apariencia metalográfica se aprecia en la figura IV-38.
La Cementita: es el nombre metalográfico que se le da al carburo de hierro, Fe3C, su
estructura cristalina es ortorrómbica. Es el constituyente más duro del acero, por lo
que presenta alta fragilidad. Su combinación con la ferrita es la responsable de las
características mecánicas más importantes de los aceros al carbono. En la perlita,
136
como componente metalográfico con la ferrita, constituyen el componente responsable
de la tenacidad.
La Perlita: si se deja enfriar lentamente la austenita a temperaturas justamente por
debajo de 723ºC, el producto de la reacción es el mismo que el predicho por el
diagrama hierro-carbono para un proceso de enfriamiento continuo muy lento. Como
se puede ver examinando la figura IV- 37, las fases estables por debajo de la
temperatura eutectoide son ferrita y cementita, y la estructura eutectoide es una
mezcla de estas fases. Este constituyente, llamado perlita consiste en placas
alternadas de cementita (Fe3C) y ferrita, con la ferrita como la fase continua. En la
figura No. 38 se observan las características metalográficas de la estructura perlítica.
La perlita no es una fase, sino una mezcla de dos fases, cementita y ferrita. No
obstante, es un constituyente porque tienen una apariencia definida bajo el
microscopio y puede ser claramente identificada como una estructura compuesta de
dos constituyentes. Debe reconocerse, además que, cuando se hace reaccionar la
austenita de composición eutectoide para formar perlita justamente por debajo de la
temperatura eutectoide, las dos fases aparecen en una proporción definida. Esta
proporción se calcula fácilmente utilizando la regla de la palanca, como se vio en el
capítulo anterior, y, suponiendo que la ferrita contiene 0 % de carbono.
Austenita: Esta es una fase homogénea consistente en una solución sólida de
carbono en el hierro, denominada fase gamma. Se obtiene cuando se calientan los
aceros arriba de su temperatura crítica superior; su estructura cristalina es la cúbica de
caras centradas. Las temperaturas a las que se presenta, varían en función de su
composición química y pueden predecirse con bastante exactitud interpretando el
diagrama de equilibrio Fe-Fe3c.
La Ledeburita: Constituye la estructura cristalina de la composición eutéctica de las
aleaciones hierro-carbono, la cual contiene 4.27% de C. En general, la ledeburita
contiene más del 2.01% de carbono y define el rango de composiciones de las
fundiciones de hierro. Su apariencia se aprecia en la figura IV-39.
Grafito: Consiste en la forma metalográfica, independiente, de presentarse el
carbono, principalmente en los hierros fundidos, y, es el responsable del color grisáceo
de la fractura de dichas aleaciones. Su presencia en las fundiciones les confiere un
137
alto grado de maquinabilidad y se considera como un lubricante sólido. En el capítulo I
se muestra la presencia del grafito y su morfología, en tres tipos de fundiciones: la
gris, la maleable y la nodular. La fundición blanca no lo contiene, ya que la presencia
del carbono en esta es en forma de carburo de hierro (Fe3C) de alta dureza, por lo
cual se considera no maquinable.
En el capítulo I, en el tema de las fundiciones de hierro, se hace un análisis de la
forma de presentarse el carbono en las mismas y pueden observarse las formas
estructurales del mismo. En lo referente al grafito, su morfología se aprecia en la
figura 1.4 de dicho capítulo, en donde se aprecia claramente la diferencia morfológica
de las estructuras laminar de la fundición gris y nodular de las fundiciones maleable y
nodular.
138
Fig. IV- 37. Diagrama de Equilibrio Fe-Fe3C
Austenita Ferrita+Perlita Perlita Perlita+Cementita Ledeburita
139
FERRITA (ESCASA PERLITA) FERRITA + PERLITA
PERLITA CEMENTITA + PERLITA
Figura IV- 38. Componentes metalográficos del acero en estado normalizado.
Fig. IV-39. LEDEBURITA
140
“INTRODUCCIÓN A LA METALURGIA” CURSO BÁSICO PARA
INGENIEROS
CUADERNO III
“Solidificación y Tratamientos Térmicos de los Aceros”
141
CAPÍTULO V
LA SOLIDIFICACIÓN DE LOS METALES
1. Principios Básicos de Solidificación
El concepto de solidificación de los metales tiene una interpretación muy compleja,
que depende, entre otras variables, de su pureza, o bien, en el caso de las aleaciones,
del grado de concentración de soluto. En el presente capítulo se analizan los
conceptos básicos de dicho fenómeno, considerándose únicamente los aspectos más
importantes del mismo:
a) Cuando el proceso de solidificación se inicia en un sistema sólido líquido
termodinámicamente definido, átomos de una fase líquida pasan a formar parte de una
fase sólida denominada cristal o red cristalina. Sin embargo, el fenómeno es dinámico
y, en la interfase, átomos del estado sólido retornan en menor cantidad al estado
líquido.
b) A temperaturas menores que la de fusión, los átomos del estado líquido tienen
mayor cantidad de energía libre, debido a su situación de inestabilidad termodinámica,
por lo que buscan su posición de equilibrio trasladándose al estado sólido y cediendo
la energía en exceso en forma de calor. De ahí que el proceso es exotérmico, y, si se
desea que la solidificación progrese, se debe extraer calor del sistema.
c) La velocidad de solidificación del sistema depende directamente de la velocidad
con que se realiza la extracción calórica.
2. El Fenómeno de la Nucleación
Se define como nucleación, durante el proceso de solidificación, a la formación de
pequeños cristales dentro del seno líquido y que eventualmente pueden desarrollarse
y crecer.
A temperaturas inmediatamente inferiores a Tf (temperatura de fusión), el paso de
átomos de la fase líquida a la sólida disminuye la energía del sistema. Sin embargo, la
solidificación no comienza espontáneamente, es necesario primero crear una
interfase sólido líquido que exige un aumento de energía del sistema:
142
a) La disminución de energía libre del sistema debida al cambio de fase será:
∆ F1 ═ — 4/3 ( 3. ∆ Fv) (1)
Siendo ∆ Fv la variación de energía libre por unidad de volumen que solidifica. b) El aumento de energía debido a la creación de la superficie del núcleo es:
∆ F2 ═ 2 (2)
En donde es la energía superficial unitaria.
c) La variación total de energía será:
∆F ═ ∆ F1 + ∆ F2 (3)
O sea, que resolviendo de (1) y (2), se tiene:
∆F ═ — 4/3 ( 3. ∆ Fv2 (4)
Estas relaciones se pueden interpretar en la siguiente gráfica (Fig. V-1).
Núcleos de radio mayor que r* tenderán a crecer espontáneamente, ya que de esta
manera se disminuye la energía del sistema. De igual forma, aquellos cuyo radio sea
menor que r* se disolverán.
El radio crítico r* queda definido, según la gráfica, por la condición:
∆F/ ═ 0 (5)
O sea, de la ecuación (4):
∆F/ ═ — 4 ( r2. ∆ Fv ═ 0
De donde se puede obtener:
r* ═ 2 ∆ Fv (6)
143
fig. V- 1
144
Sabemos que podemos admitir que es independiente de la temperatura, pero
∆ Fv es función de la misma y, a la temperatura de equilibrio, es igual a cero. r* es
infinito.
Para ∆ Fv podemos escribir:
∆ Fv ═ ( UL — TSL ) — ( US — TSS) (7)
que es la variación de energía libre, o sea:
∆ Fv ═ UL — US T ( SL — TSS ) (8)
en donde el subíndice “L” se refiere al líquido y “S” al sólido.
A temperatura de equilibrio, TF, tenemos:
∆ Fv ═ 0
o sea:
UL — US ═ TF ( SL — SS ) (9)
Si, ( SL — SS ) y ( UL — US ) no varían con la temperatura, la diferencia
( UL — US ) es el calor latente de transformación que podemos definir por
— ∆H y Podemos escribir:
∆ Fv ═ — ∆H + T∆H/ TF ═ ∆H. ∆T/TF (10)
en donde ∆T es el valor del sobreenfriamiento.
Sustituyendo en (6) para el valor de r*, tenemos:
r* ═ 2 TF / ∆H. ∆T (11)
Esta Expresión se puede representar en la siguiente gráfica:
145
Fig. V- 2
En la gráfica de la figura V-2 se aprecia que, a medida que disminuye la temperatura,
es decir, que el sobreenfriamiento se hace mayor, el tamaño mínimo necesario para
que un núcleo crezca espontáneamente disminuye. Al deducir la relación entre r* y
∆T, se ha supuesto que no existen más variaciones de energía libre que las que se
han especificado.
Por otro lado, los metales líquidos están constituidos por pequeños agrupamientos
atómicos con estructura semejante a la del estado sólido y que son los que dan origen
a los núcleos. A estos agrupamientos se les denomina “embriones”.
Para cada temperatura hay un tamaño “máximo razonable” de agrupamiento o
embrión que puede existir. Esto se puede apreciar en la siguiente gráfica, figura II-3,
en donde se ha relacionado “i”, tamaño de embriones, con la temperatura en función
del sobreenfriamiento:
146
Fig. V- 3
Si se sobreponen las dos últimas gráficas, Figs. V-2 y V-3, se puede determinar el
sobreenfriamiento necesario para que un metal líquido solidifique. Fig. V-4.
Fig. V- 4
147
Esta nucleación que ocurre en el seno del líquido a expensas del sobreenfriamiento,
se llama “homogénea”. Y, generalmente, sólo se produce en condiciones controladas
de laboratorio.
En la realidad, sucede un tipo de nucleación denominada “heterogénea” y que se
produce a partir del líquido en contacto con las paredes del recipiente que lo contiene,
o, sobre partículas extrañas. Esto disminuye el grado de sobreenfriamiento necesario
para que los núcleos se formen.
3. El Progreso de la Solidificación.
En general. para que suceda la nucleación y el crecimiento de una fase sólida dentro
del líquido metálico, es necesario que se cumplan ciertas condiciones termodinámicas
y que tienen diferente efecto a partir de que el líquido metálico corresponda a un metal
puro o a una aleación.
3.1 Solidificación de un metal puro.
Supóngase un sistema en el que se ha creado una interfase sólido-líquido
representado por la siguiente figura:
interfase
↓
sólido líquido Fig. V-5
Si en este sistema se extrae calor a partir de la fase sólida únicamente, la interfase
avanza con frente plano y el gradiente térmico puede apreciarse en la siguiente
gráfica:
148
Fig. V-6
Si una protuberancia sólida “P” avanza por el frente de la interfase, encontrará líquido
a temperatura superior a la de fusión Tf y frenará su avance.
Si por el contrario, la misma protuberancia encuentra un gradiente térmico favorable,
producido por la extracción calórica a través de ambas fases, sólido y líquido, la
protuberancia avanzará, ya que las condiciones térmicas le son favorables. la
diferencia entre la temperatura de fusión, Tf, y la temperatura real del líquido se
denomina “sobreenfriamiento”, y, con un gradiente como el indicado, se hace cada vez
mayor, por lo que favorece la proyección del frente sólido. la representación gráfica es
la siguiente:
Fig. V-7
149
Cuando una protuberancia como la indicada, encuentra el medio adecuado para
avanzar, crece y, posteriormente, se ramifica en forma de árbol, por lo que a este
fenómeno se le conoce como crecimiento “dendrítico”, y a los cuerpos sólidos
ramificados se les denomina “dendritas”. Ver figuras V-8 y V-9.
En general, dependiendo de las condiciones termodinámicas del sistema metal-molde,
que definen las condiciones de avance de la interfase sólido-líquido, la solidificación
progresará con frentes planos o en forma dendrítica. A menudo se dan las situaciones
combinadas con mayor predominancia de una de ellas. Las micrografías de la figura II-
9 ejemplifican claramente el desarrollo dendrítico.
Fig. V-8
150
Fig. V-9
Cre
cim
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X (
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151
4. Solidificación de Soluciones Sólidas
En general, el fenómeno de la solidificación es bastante complejo y mucho se ha
escrito sobre ello, ante todo en lo referente a las soluciones sólidas, por lo que,
debido al objetivo del presente trabajo, únicamente se señalarán los aspectos que se
considera más importantes para la comprensión de dicho fenómeno.
En la realidad, la solidificación del líquido metálico se produce a velocidades finitas, lo
que no permite una adecuada homogeneización en la distribución del soluto, tanto en
el sólido cuanto en el líquido. En consecuencia, se producen diferencias de
concentración entre los distintos puntos del metal solidificado y, a este fenómeno se le
denomina “segregación”.
La segregación se manifiesta en función de los modos de solidificación que, a su vez,
dependen de las condiciones termodinámicas del sistema, Para poder entender estas
características, generalmente se recurre a modelos ideales, considerando, por
ejemplo: a) que no hay difusión en el sólido y en el líquido hay completa
homogeneización en la distribución del soluto, y, b) que no hay difusión en el sólido y
en el líquido sólo hay transporte por difusión. Para estos análisis es necesario tener en
cuenta el concepto de “coeficiente de partición k”, que no es otra cosa más que el
cociente de la concentración de soluto, Cs, en el estado sólido sobre la concentración
de soluto, Cl, en el líquido (K = Cs/Cl). Sin embargo, estas suposiciones son ideales y,
en realidad, durante la solidificación y el enfriamiento posterior ocurre algo de difusión
en el sólido. Estos razonamientos suponen únicamente interfases planas.
En los sistemas isomorfos en las aleaciones, también se producen frentes planos de
solidificación cuando no hay líquido sobreenfriado, y las dendritas aparecen cuando
hay sobreenfriamiento. Sin embargo, a diferencia con los metales puros, en el caso
de extracción calórica, únicamente a través del sólido, puede haber sobreenfriamiento
debido a la segregación de soluto en frente de la interfase que avanza. A este
sobreenfriamiento se le denomina “sobreenfriamiento constitucional”, y, es el principal
responsable del avance de los frentes dendríticos en las soluciones sólidas.
152
5. La Segregación del Soluto durante la Solidificación.
De acuerdo a lo expuesto en los párrafos anteriores, el metal solidificado suele
presentar diferencias de composición en los distintos puntos de su masa, y, a este
fenómeno, lo hemos llamado segregación.
Según Chalmers (9)(10), la segregación del soluto puede darse bajo los siguientes
aspectos:
5.1 Segregación Normal.
La segregación normal es el resultado directo de la expulsión del soluto delante de la
interfase que avanza. Corresponde a un incremento en la concentración de soluto (si
K< 1), al disminuir la distancia al centro del molde. Se origina cuando el crecimiento
del sólido se produce hacia el interior, como en el caso de la zona columnar.
5.2 Segregación Intragranular (“Coring”).
Se produce en el crecimiento de los cristales equiaxiales de la zona central. Estos
empiezan a crecer con la composición inicial del líquido, pero cuando éste cambia
posición, como consecuencia de la expulsión del soluto, va aumentando gradualmente
el contenido de éste en el cristal. Así se forman granos, cuya composición varía desde
el centro hasta la periferia.
5.3 Segregación Inerdendrítica.
Cuando los cristales crecen dendríticamente, se produce también la segregación
intragranular, con la característica de que su forma corresponde a la estructura
dendrítica. El último líquido que solidifica entre dendritas tendrá una concentración
más alta que las partes formadas inicialmente. Una segregación interdendrítica es un
caso especial de la segregación intragranular.
5.4 Segregación Inversa.
Este tipo de segregación consiste en que la concentración máxima de soluto se
encuentra en la superficie de la pieza colada o próxima a ella. Esto puede deberse al
desplazamiento hacia fuera del líquido interdendrítico enriquecido en soluto,
producido, probablemente, por las contracciones internas.
153
5.5 Segregación por Densidad.
Suele ocurrir, en las piezas fundidas, que la concentración de soluto es diferente en
las partes superior e inferior de las mismas. No es posible una segregación en el
líquido antes de que comience la solidificación, pero hay dos mecanismos que pueden
contribuir a producirla durante el cambio de estado: a) el movimiento vertical de la
capa enriquecida de delante de la interfase, como consecuencia de la diferencia de
densidad debida al cambio de composición, producido por la expulsión de soluto; b) la
flotación o el hundimiento de los cristales equiaxiales, como resultado de una
diferencia de densidad entre ellos y el líquido que los rodea. En las aleaciones reales,
los fenómenos de la segregación están asociados a la formación de dendritas. Se
observan comúnmente estructuras dendríticas segregadas y en las cuales los
espacios interdendríticos, que son los últimos en solidificarse, presentan una mayor
concentración de soluto. Esta diferencia de concentración es la que
frecuentemente permite revelar las estructuras de solidificación por efecto del
comportamiento diferencial del reactivo de ataque entre zonas más ricas y más
pobres en soluto.
A este recurso, y, con base en la metodología empleada por la escuela de Biloni, en la
División de Solidificación del Departamento de materiales de la Comisión Nacional de
Energía Atómica de Argentina, es que el autor de este trabajo ha recurrido en la parte
experimental del mismo, para la determinación de las subestructuras de segregación.
Las micrografías de la figura V-10 constituyen un ejemplo claro del fenómeno de la
segregación, tanto intragranular como del espaciado interdendrítico, lo cual se
manifiesta por las zonas más oscuras.
154
Al 99.99 % de pureza, 200 x
Fig. V-10 (raar)
155
LAS ESTRUCTURAS DE SOLIDIFICACIÓN DE LAS PIEZAS FUNDIDAS
1. Generalidades.
Las estructuras de solidificación de las piezas fundidas son de gran importancia, ya
que de ellas depende, en gran parte, su comportamiento y resistencia mecánica a las
solicitaciones a que se les somete.
En general, los productos obtenidos por el proceso de fundición pueden concentrarse
en dos grandes grupos:
a) Aquellas piezas cuya forma final queda de una vez definida durante el proceso, y,
las que en su gran mayoría, no sufren ningún tipo de modificación mecánica y/o por
tratamiento térmico en sus características normales.
b) Lingotes que son sometidos a procesos posteriores, tales como laminación,
extrusión, forja, etc.
Para efectos de estudio de las estructuras de solidificación, se hará únicamente
referencia a la estructura de los lingotes, ya que tales conceptos se pueden extrapolar
a las estructuras generales.
2. Macroestructura de los Lingotes.
Los lingotes metálicos presentan en su estructura granular tres zonas bien definidas,
como se puede apreciar en la figura III-1 y cuyas características son las siguientes:
156
Fig. V-11
(raar-SIE)
157
2.1 Zona Chill o Acoquillada.
Esta consiste en granos finos equiaxiales que solidifican en la superficie y en la zona
cercana a la misma, y cuya formación, cuando han sido definidas las características
de composición química, sobrecalentamiento y agentes nucleantes, queda regulada
por.
i) La extracción calórica a través del molde, y,
ii) La convección del líquido en el molde (7).
Chalmers (10), analiza la zona chill atribuyéndosela a un mecanismo de nucleación
copiosa que se genera al entrar el metal líquido en contacto con un molde que se
encuentra a temperatura mucho más baja que la del metal que fluye, debido a un
sobreenfriamiento brusco. La densidad de núcleos queda definida por la composición
química de la aleación, el sobrecalentamiento del líquido, la potencia de las partículas
nucleantes presentes y la difusividad térmica del molde.
Según Chalmers, el mecanismo de nucleación copiosa se debe fundamentalmente al
proceso de extracción calórica del sistema, a través de las paredes del molde.
Bower y Flemings (2), atribuyen el tamaño de los granos de la zona chill a la
convección del metal líquido presente.
Biloni y Morando (7), hicieron investigaciones en torno a la determinación de los
factores que afectan la zona chill, ensayando en moldes pintados, a los que dejan una
pequeña sección sin recubrimiento, para poder establecer comparaciones,
concluyendo en lo siguiente:
a) Los materiales y el recubrimiento de las paredes del molde, tienen una influencia
decisiva sobre la subestructura y la estructura de la superficie de los lingotes. Cuando
el recubrimiento reduce la capacidad de extracción calórica de las paredes, aparecen
los mecanismos de multiplicación.
b) Para condiciones de extracción calórica en la práctica (como paredes de cobre
recubiertas con grafito o lingoteras de grafito sin recubrimiento), la formación de la
mayoría de los granos de la superficie se debe a un mecanismo de nucleación
copiosa. El estudio de la subestructura permite la separación de las regiones donde el
mecanismo que actúa es el de multiplicación copiosa, de aquellas donde un
mecanismo de multiplicación cambia la estructura y la subestructura, Concluyen
158
señalando que, en la práctica, todas las combinaciones posibles entre ambos
mecanismos pueden ocurrir, de acuerdo a la importancia relativa que tenga la
extracción calórica y el movimiento convectivo del líquido.
Las conclusiones de Biloni y Morando aclaran totalmente las dudas en cuanto al
mecanismo generador de la zona chill de los lingotes.
2.2 Zona Columnar.
La zona columnar se encuentra formada por granos que se originan en la superficie
del molde, o cerca del mismo, y que crecen hacia el interior como resultado de la
dirección de extracción calórica desde las paredes del molde. De igual forma se debe
también al crecimiento competitivo que da lugar a una orientación preferencial y
durante la cual los cristales que son orientados menos favorablemente tienden a
desaparecer. La orientación que se desarrolla, es siempre aquella que corresponde a
la dirección de crecimiento dendrítico perpendicular a las paredes del molde. Muchos
autores coinciden que su origen es a partir de los cristales generados en la zona chill,
sin embargo, se ha podido demostrar por el análisis metalográfico de las
subestructuras de segregación, la formación de granos columnares dentro de la zona
columnar lejos de la pared del molde. Ver Fig. V-11.
2.3 Zona Equiaxial.
La zona Equiaxial, como su nombre lo indica, está constituida por una cantidad de
granos, cuyas superficies geométricas están aproximadamente equidistantes de su
centro de gravedad. Su forma es similar a la de los granos de la zona “chill”, pero
regularmente de mayor tamaño.
El origen de la zona Equiaxial, quizá haya motivado mayor cantidad de discusión entre
los diferentes investigadores que le han dedicado gran cantidad de tiempo y atención.
Varias teorías han aflorado con motivo de establecer el origen de la zona equiaxial,
entre las cuales quizá las más importantes podrían ser las de Chalmers, o teoría del
“big-bang” y la teoría de Southin.
Sin embargo, se han desarrollado otras teorías, también de especial importancia como
la teoría del sobreenfriamiento constitucional y las teorías que tienen en cuenta los
mecanismos de multiplicación (7).
159
Chalmers (10) se basa en datos experimentales estableciendo relaciones entre
tamaño de grano Equiaxial↔largo de la estructura columnar↔volumen ocupado por la
estructura Equiaxial, en función del sobrecalentamiento del líquido en el momento de
la colada. Atribuye el origen de esta zona al sobreenfriamiento inicial del líquido en
contacto con las paredes del molde.
Según Chalmers, parte de los granos permanece en contacto con las paredes del
molde formando la zona chill; parte crece competitivamente formando la zona
columnar, y, la otra parte sobrevive en el seno del líquido enfrente de la zona columnar
a expensas del sobreenfriamiento constitucional producido por los mismos, y, cuyo
crecimiento frena el crecimiento de los granos columnares.
La teoría de Southin sugiere que los granos de la zona Equiaxial se generan en la
superficie libre del lingote, debido al enfriamiento y la radiación de la misma, cayendo
por densidad dentro del líquido sobreenfriado constitucionalmente y que les permite su
sobrevivencia y crecimiento, frenado el avance de la zona columnar.
Biloni (7), hace un análisis crítico de las teorías señaladas, basándose en
investigaciones experimentales y simulando posibilidades de los diferentes efectos de
colada, mediante el análisis metalográfico de las estructuras de segregación
resultantes. Concluye en que, bajo condiciones de colada convencional, en que las
corrientes convectivas pueden ser calificadas de “naturales”, los dos mecanismos
fundamentales en el aporte de granos equiaxiales son el de Chalmers o “Big-Bang” y
el de Southin.
El entendimiento de las diversas características de los granos que constituyen la
macroestructura de los lingotes, es de vital importancia en el desarrollo tecnológico de
los procesos metalúrgicos, ya que dependen de ellos una serie de propiedades, en
general, que en una u otra forma le otorgan mayor importancia a cada una en función
del proceso a que se sometan.
2.4. Las Zonas Iniciales o Predendritas.
En los párrafos anteriores se ha hecho el análisis de las distintas zonas cristalinas que
constituyen la estructura de los lingotes. Se ha mencionado el criterio de nucleación
copiosa y el de mecanismo de multiplicación como motores en la generación de las
tres zonas específicas, sin embargo, es muy importante aclarar los conceptos que
160
tienen que ver con el mecanismo de multiplicación a partir del de nucleación copiosa y,
es evidente, que aquí juega un papel especial la teoría de Biloni y Chalmers (7) en
cuanto al origen de lo que ellos denominan “Predendritas”. Las zonas predendríticas
constituyen los primeros puntos de nucleación y crecimiento del sólido y toman en
general una forma hemisférica que, a partir de cierto punto, da origen a una estructura
celular o celular dendrítica. Estas Predendritas son cristales que aún no presentan las
ramas y la estructura arborescente orientada según ejes cristalográficos que
caracteriza a las dendritas, sin embargo, la observación metalográfica permite apreciar
cómo a partir de estas zonas se origina el crecimiento dendrítico que puede generar
cristales en cualquiera de las tres zonas de los lingotes.
En general, el análisis de la estructura de los lingotes, permite observar que las
Predendritas, o zonas iniciales como también se les conoce (7), crecen en el seno del
líquido siendo su origen cualquiera de los siguientes:
1. Cristales nucleados durante la colada, en o cerca de las paredes de la lingotera o
molde.
2. Ramas rotas o cabezas de dendritas.
3. Cristales nucleados en la superficie libre de lingotes colados, que se enfrían
lentamente en contacto con el aire y que luego se hunden en el líquido.
Cualquiera que sea el origen de tales cristales, lo que aparece como evidente es que
crecen en un líquido cuya temperatura está muy cercana al punto de fusión, perdiendo
calor hacia el líquido muy lentamente y alcanzan dimensiones considerables antes de
presentar una inestabilidad visible. Finalmente, son atrapados por la zona columnar
que viene evolucionando desde las paredes de la lingotera.
Estos conceptos se comprueban mediante la observación de las micrografías de las
estructuras de las probetas de fluidez analizadas en un trabajo previo (2)8, y, que
constituyen la base metalográfica del trabajo. La figura V-12, muestra el fenómeno de
la multiplicación por el efecto de la convección y el posterior crecimiento celular
dendrítico, Al 2% Cu, 60 x. La figura V-13 muestra varias zonas iniciales que, por
efecto de la multiplicación, han crecido celularmente y luego se han ramificado en
8 RAAR. “Solidificación de Metales y Aleaciones y el Mecanismo de Cierre de la Vena Fluida Durante
los Ensayos de Fluidez” (2).
161
forma dendrítica, Al 0.5% Cu. 200 x. Se aprecia claramente la inestabilidad ante la
concentración de soluto y posterior crecimiento dendrítico, posiblemente orientado por
la zona columnar, quizá en la forma referida por Biloni (7), según se señaló en los
párrafos anteriores.
162
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164
CAPÍTULO VI
TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE LOS ACEROS
En los capítulos precedentes se analizaron los conceptos fundamentales de
modificación de las características mecánicas y metalográficas de los metales y sus
aleaciones, por medio de intervenir en su composición química, o, debido a la
respuesta de los mismos al trabajado mecánico. De igual manera, fueron ampliamente
discutidos los conceptos básicos de la construcción de los diagramas de equilibrio de
las aleaciones y sus características fundamentales, así como los principios básicos de
la recristalización que rigen la ley del crecimiento de grano. Por otro lado, en una
publicación separada (2), dentro del proyecto de Investigaciones Metalúrgicas de la
Escuela de Ingeniería Mecánica, se discutieron ampliamente los fenómenos de la
solidificación y las características metalográficas de las piezas fundidas, lo que
encajaría dentro de los objetivos del capítulo V.
En la práctica, se conoce ampliamente el fenómeno de endurecimiento que sufren los
aceros cuando han sido calentados a una temperatura “al rojo vivo” y luego enfriados
rápidamente. Por otro lado, se sabe que, industrial o artesanalmente, muchos
materiales que han sido sometidos a procesos de conformado son sometidos a
operaciones de calentamientos y enfriamientos controlados que reciben el nombre de
“tratamientos térmicos”.
En el presente capítulo, se analizan los procesos que definen los cambios de
morfología y de propiedades de los metales, específicamente de los aceros al
carbono, controladas por el efecto de la temperatura y las velocidades de enfriamiento,
esto es, con base en las propiedades de la “Alotropía o Polimorfismo”, que no es más
que la propiedad de algunos metales y aleaciones de cambiar su estructura cristalina
dependiendo de la temperatura a que son sometidos. Para cada aleación en particular,
existe un diagrama de equilibrio, como se vio en el capítulo IV, que proporciona la
información en cuanto a las temperaturas que corresponden a cada composición
química específica, relacionada con los referidos cambios morfológicos. Por otro lado,
se sabe que las propiedades mecánicas forman una relación estrecha con las
165
características metalográficas de los metales. Por ejemplo, la dureza es inversamente
proporcional al tamaño de grano para una aleación dada, y, este concepto se
generaliza en cualquier cambio que lo produzca: químico, mecánico o térmico; de igual
manera, esta propiedad está relacionada directamente con la estructura cristalina. En
conclusión, el tema fundamental que se analiza en el presente capítulo, lo constituyen
las transformaciones de fase en estado sólido controladas por la aplicación de los
tratamientos térmicos.
En virtud de lo anterior, se deduce que es posible actuar externamente sobre los
referidos materiales cambiando sus propiedades mecánicas a través de los cambios
morfológicos, manipulando las estructuras cristalinas por medio del sometimiento de
estos a determinadas temperaturas, durante tiempos específicos, seguidos de
enfriamientos controlados. Aquí juegan un papel importante los conceptos de
recristalización y crecimiento de grano que han sido analizados con anterioridad, en el
capítulo III, y los conceptos de estabilidad y metaestabilidad termodinámica.
Al conjunto de actividades que involucran los cambios referidos por medio de
aplicación de temperaturas específicas y enfriamientos a velocidades controladas, se
da el nombre de tratamientos térmicos, y a cada uno de los procesos
independientes involucrados, de variación de temperatura, entre límites determinados,
se le denomina ciclo térmico. Existe una diversidad de tratamientos térmicos cuyas
características y objetivos se analizarán independientemente.
Los factores independientes más importantes que actúan durante un tratamiento
térmico en particular y que deben analizarse cuidadosamente son:
1. Las propiedades fisicoquímicas del metal: La estructura cristalina y las
características alotrópicas del material, en función de su composición química, juegan
uno de los papeles más importantes en el diseño de un tratamiento térmico en
particular, ya que de ello dependen los resultados que se espera obtener.
2. La forma y magnitud de la pieza tratada: La forma y el tamaño de la pieza
sometida al tratamiento térmico intervienen desde el punto de vista de la velocidad y el
tiempo que debe durar cada ciclo. Debe tenerse cuidado de considerar que los efectos
de enfriamiento no incidirán de igual forma en el núcleo y en la periferia de la pieza,
entonces la forma y las dimensiones de la pieza se vuelven definitorias. Aquí juega un
166
papel importante tanto el procedimiento y el medio de calentamiento cuanto de
enfriamiento.
3. El concepto de homogeneización que implica el tiempo y temperatura de
ejecución de cada ciclo térmico: Para lograr la mayor efectividad de los resultados
esperados debe escogerse, con propiedad, la temperatura específica del tratamiento, lo
cual queda definido en función de la composición química del acero que se trata y el
diagrama de equilibrio. El tiempo de homogeneización se calcula en función de las
dimensiones y la forma de la pieza, de acuerdo a los principios básicos de la
transferencia calórica.
4. La forma y velocidad de enfriamiento: Esto se realiza en función de los resultados
esperados, de acuerdo a los diagramas TTT, como se verá más adelante.
Cada uno de los factores señalados actúa en forma distinta, individualmente o en
conjunto y dependiendo del proceso que se desarrolla.
Los tratamientos térmicos suelen realizarse en forma independiente, o combinada,
dependiendo de los resultados esperados. De ahí que se clasifiquen de acuerdo a
dichos objetivos. Los de mayor importancia son el Normalizado, el Recocido, el
Temple y el Revenido, complementados con los endurecimientos superficiales como
la Cementación y la Nitruración. Otro tratamiento térmico importante lo constituye el
Envejecimiento o Endurecimiento por Precipitación. En el presente capítulo se
tratarán únicamente los cuatro primeros.
El factor común en los procesos que se analizarán a continuación, es que estos se
realizan sin cambio de composición química, y, cuando ello ocurra se harán las
observaciones pertinentes. Es importante definir los siguientes términos:
Precipitación:
La precipitación consiste en el aparecimiento de una nueva fase durante la
transformación, cuando existe una solución sólida sobresaturada debida al cambio de
temperatura. O sea, N fases → N+1 fases.
167
Disolución:
La disolución consiste en la desaparición de una fase que deja de ser estable por un
cambio de temperatura. O sea, N+1 fases → N fases. Este proceso es el inverso del
anterior.
Reacción:
Consiste en cualquier cambio de las fases presentes en un sistema, cuando se sufre
un cambio a una temperatura crítica.
LAS CURVAS DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA DEL ACERO O “CURVAS
TTT” (TEMPERATURA, TIEMPO, TRANSFORMACIÓN)
Para poder comprender en forma más amplia las transformaciones alotrópicas de las
aleaciones, especialmente en el caso del acero, se hace uso de las curvas de
transformación isotérmica, conocidas también como curvas de las “S” o de las “C”, por
el aspecto que se puede ver en la figura VI-1, en donde se aprecia el tiempo
necesario para que de inicio la transformación alotrópica y esta se complete. Estas
curvas sufren modificaciones de acuerdo al contenido de carbono del acero en
cuestión, o, a sus características de aleación. Su aplicación y utilización, aunque se
emplea en todos los tratamientos térmicos, se hace más importante durante los
tratamientos de temple.
Se vio en el capítulo IV, que en el diagrama de equilibrio Hierro-Carbono existen dos
fases terminales conocidas como hierro α o “ferrita” y el carburo de hierro, Fe3C, o
“cementita”. En dicho diagrama, para el hierro puro, por encima de los 910ºc, la fase
estable es la estructura fcc conocida como “austenita” o hierro . Con tenores
crecientes de carbono disminuye la temperatura a que toda la aleación se transforma
en fase . A la temperatura de 723ºc y una composición química de 0.8 % en peso de
carbono, sucede la transformación eutectoidea, en el enfriamiento, de austenita a
perlita, y, a partir de esta composición, en los aceros hipereutectoides hay un
crecimiento de las temperaturas a las que sucede la transformación total en austenita.
La línea isotérmica que pasa por ese punto se designa A1. Para velocidades finitas la
transformación sufre un desplazamiento; durante el calentamiento se denomina Ac1 y
168
durante el enfriamiento Ae1. Sin embargo, vale recordar que tanto los valores de
concentración, como las temperaturas de transformación, tienen variaciones según los
diversos investigadores. En el presente caso, la solubilidad máxima del carbono en la
fase α es de 0.02% en peso a 723ºc, y, la solubilidad máxima del carbono en la
austenita es de 1.7% a 2% en peso a 1147ºc. En los aceros hipoeutectoides la
temperatura crítica superior se llama Ac3, mientras que en los hipereutectoides, la
temperatura crítica superior se llama Acm. En condiciones de equilibrio las fases
presentes estarán dadas por el diagrama de fase. Pero si un acero de composición
eutectoide (0.8%C), por ejemplo, se enfría a diferentes velocidades desde una
temperatura mayor que 723ºC se pueden observar diferentes estructuras y
propiedades mecánicas.
Si bien la mayoría de las estructuras que se observan en la práctica se originan en
procesos de enfriamiento continuo, esto no permite relacionar las estructuras con las
temperaturas a las cuales se producen. Esto es debido a que en un enfriamiento
continuo se producen mezclas de estructuras originadas a temperaturas diferentes.
Por esto, para saber qué estructura aparece a una temperatura dada, el enfriamiento
continuo se reemplaza por un tratamiento isotérmico. La diferencia entre los dos tipos
de enfriamiento puede apreciarse en la figura VI-2b. En el segundo procedimiento, la
probeta se mantiene durante cierto tiempo en el dominio de la fase hasta obtener
una estructura lo más cercana posible al equilibrio, y, luego se sumerge en un baño a
la temperatura que se quiere estudiar. En las figuras VI-1 y VI-2 se aprecian las zonas
en que se forman las estructuras a diferentes temperaturas:
a) Perlita gruesa, b) Perlita fina, c) Bainita superior, d) Bainita inferior, y, e)
Martensita.
A altas temperaturas, por debajo de 723ºC se forma perlita. Entre 500ºC y 230ºC se
forman estructuras intermedias llamadas “bainita”. Por debajo de 230ºC aparece la
“martensita”.
Los tratamientos isotérmicos permiten también conocer la cinética de la
transformación. Para ello cada probeta se mantiene un tiempo diferente en el baño a
la temperatura que se quiere estudiar y luego se sumerge rápidamente en agua fría.
169
Se observa al microscopio y se cuenta el porcentaje de la probeta que ha sufrido la
transformación.
Si esto se grafica en coordenadas temperatura vs. Tiempo, se tiene el llamado
diagrama TTT (tiempo-temperatura-transformación) o diagrama isotérmico. La figura
VI-1 es el diagrama TTT para un acero de composición eutectoide.
El análisis de la gráfica nos indica que la línea discontinua horizontal corresponde a la
temperatura de 723 C, que es la temperatura crítica inferior, de transformación, o
temperatura de transformación eutectoide. Según el diagrama de equilibrio Hierro-
Carbono, arriba de esta temperatura la estructura eutectoide consiste totalmente de
austenita estable. Debajo de esta temperatura la austenita es inestable y las dos
curvas en forma de C indican, la primera, el tiempo necesario para que se inicie la
transformación austenita → perlita (ferrita + cementita), y, la segunda, para que la
transformación se complete después de un enfriamiento rápido a cualquier
temperatura inmediatamente debajo de la crítica inferior.
En la zona de austenita inestable, en el caso de la figura VI-1, mientras mayor sea el
grado de sobreenfriamiento, mayor es la tendencia de la austenita a transformarse y la
rapidez de transformación alcanza un máximo a 550 C, o sea en la nariz de las
curvas. A temperaturas inmediatamente debajo de 723 C, se obtiene la Perlita
gruesa, debido a la lentitud del proceso que permite la difusión en estado sólido. En la
región arriba de 550 C, debido a la velocidad de transformación, se forma la Perlita
fina.
A temperaturas entre 550 C y 220 C, la transformación consiste en la estructura
denominada Bainita. Debajo de los 200ºC el producto obtenido de la transformación se
conoce como Martensita que es la estructura más dura que se obtiene mediante los
tratamientos térmicos. Ver figuras VI-6 y VI-7.
En la práctica, la mayoría de los procesos de enfriamiento se realiza de forma continua
y no isotérmicamente, por lo que las curvas sufren modificaciones dependiendo de la
velocidad de enfriamiento y de la composición química del acero, como puede
apreciarse en las figuras VI-3.
En la figura VI-4 se aprecian los diferentes resultados estructurales que se obtienen
con diferentes velocidades de enfriamiento en un acero SAE/AISI 4340.
170
Tiempo de Homogeneización: Es el tiempo requerido de mantenimiento de las
piezas a la temperatura escogida de un tratamiento en particular, en función de sus
dimensiones.
EL NORMALIZADO
Constituye el más sencillo de los tratamientos térmicos y su objetivo principal consiste
en la eliminación de tensiones residuales (ampliamente analizadas en el capítulo III),
principalmente debidas a los procesos de solidificación, forja o mecanización, así
como a las tensiones ocasionadas por tratamientos térmicos no controlados, tratando
de llevar al material hacia sus características estructurales consideradas como
normales; de ahí el nombre de normalizado. Otros de sus objetivos los constituyen el
refinamiento de grano y la obtención de una más homogénea distribución de carburos
de tamaños controlados que faciliten la aplicación de tratamientos térmicos
posteriores.
El proceso se desarrolla llevando el acero a temperatura ligeramente superior a la
crítica Ac3, entre unos 40 a 60 ºC, forzando el cambio alotrópico de la perlita, la ferrita o
la cementita, dependiendo de la composición química del acero, a austenita de grano
más o menos fino, dándole un tiempo de permanencia de homogeneización a esa
temperatura de acuerdo, principalmente, a su espesor, para luego dejarlo enfriar al
ambiente. Es un tratamiento típico de los aceros de construcción al bajo y medio
carbono y rara vez se emplea en aceros aleados de construcción o de herramientas.
El tamaño de la estructura que se obtiene por el normalizado dependerá mucho del
espesor de la sección transversal, debido a la velocidad de enfriamiento de la pieza.
Las secciones delgadas que enfrían más rápidamente presentarán una granulometría
más fina, mientras que las secciones más gruesas presentarán una granulometría de
mayor tamaño debido a que su velocidad de enfriamiento es más lenta. El tamaño de
los granos del núcleo puede variar con respecto a los de la periferia, pues los primeros
enfrían más rápidamente. Por otro lado, la proporción de las fases metalográficas
presentes dependerá de la composición química del acero, de acuerdo a su ubicación
en el diagrama de equilibrio y es fácilmente determinada por la regla de la palanca, o
regla de las fases de Gibbs. El diagrama de equilibrio proporciona las temperaturas de
ejecución del tratamiento térmico. En la figura VI-1, el proceso se desarrollaría en la
171
zona superior a la nariz, en donde la velocidad de enfriamiento es mediana, lo que
permitiría la precipitación de perlita de grano fino.
Por otro lado, este método de enfriamiento, relativamente rápido en el normalizado,
limita el crecimiento del grano, obteniéndose estructuras de propiedades mecánicas
homogéneas y de buena calidad. Además, los acabados superficiales obtenidos son
también de muy buena calidad, así como su disposición al trabajado mecánico.
El tipo de estructura que se obtiene por el normalizado dependerá mucho del espesor
de la sección transversal, ya que esto afecta la rapidez de enfriamiento. Las
secciones delgadas darán un grano mucho más fino que las gruesas, y estas últimas
difieren poco en su estructura, de una sección recocida.
La micrografía de la figura VI-6b muestra los efectos del normalizado, la que
corresponde a un acero 1036 calentado a 800ºc y luego enfriado al ambiente.
EL RECOCIDO
Muchos autores tienden a ubicar, dentro de este tratamiento térmico, a algunos
procesos que otros incluyen dentro de los conceptos de revenido y cuya función en
dicho caso sería similar o equivalente. Una distinción relevante sería indicar que,
mientras en el tratamiento de recocido se produce la transformación alotrópica, esto
es, se sobrepasan las temperaturas críticas Ac1 y/o Ac3, hacia la zona austenítica, en
el revenido esto no sucede. La confusión surge cuando se habla de “recocidos de
esferoidización” o “recocidos de proceso” que se realizan dentro de las zonas de
revenido, ligeramente superiores a las de recristalización, más o menos entre 600 y
700ºc, sin transformaciones de fase, y, cuyo objetivo principal es el alivio de tensiones
residuales, principalmente en función del trabajado en frío, como se vio en el capítulo
III, y, el ablandamiento de la estructura para poder continuar con el trabajado
mecánico.
El propósito principal del recocido es el relevo de tensiones inducidas por el trabajado
en frío o en caliente de los aceros, o bien, la producción de estructuras más blandas
para su posterior trabajado mecánico, o para su uso directo como sucede en el caso
del alambre de amarre para la construcción. En situaciones específicas, puede
representar únicamente un calentamiento subcrítico para el alivio de tensiones
residuales, para producir la recristalización de los materiales trabajados en frío, o, para
172
la esferoidización de los carburos de la perlita. Esto suele realizarse a temperaturas
cercanas a la de recristalización sin la realización de los cambios alotrópicos. Los
recocidos de proceso y de esferoidización, son también conocidos como recocidos
subcríticos por realizarse a temperaturas inmediatamente inferiores a la de
transformación alotrópica.
El Recocido Total
Este tipo de tratamiento térmico es quizá el más utilizado. Se emplea con el fin de
tener una estructura completamente blanda para su fácil maquinado posterior. Se
realiza llevando la pieza de acero hasta la zona de austenización, sosteniéndola a esa
temperatura durante el tiempo necesario de homogeneización, y, dependiendo de los
resultados que se desean, seguido de un enfriamiento lento, normalmente dentro del
horno, permitiendo la precipitación total de perlita gruesa. Se emplea en aceros de
bajo y medio carbono y se obtienen estructuras relativamente blandas para su fácil
mecanización. Se emplea también para la homogeneización estructural de piezas
obtenidas por los procesos de fundición o forja. Las temperaturas de recocido son
generalmente menores a las del normalizado. Mientras las primeras suelen realizarse
entre 25 y 30ºc arriba de la línea Ac3 para los aceros hipoeutectoides, para el
normalizado suelen utilizarse temperaturas entre 40 y 60ºc.
Es importante hacer notar que el sobrecalentamiento durante el recocido o el
mantenimiento por un periodo demasiado prolongado a la temperatura de
austenización, causará, además del quemado y la oxidación de las estructuras, el
crecimiento excesivo de grano en los cristales de austenita recién formados
conduciéndolos a una estructura de resultados indeseados. Por esta razón, la
temperatura y el tiempo de recocido requeridos no debe excederse y la pieza que se
trata debe permanecer en la zona austenítica solamente el tiempo necesario de
homogeneización. Por esta razón, durante el maquinado debe tenerse cuidado con la
alta ductilidad del recocido, ya que esto último, da con frecuencia, lugar a
desgarramientos de la superficie.
En las figuras VI-6 a y d se aprecian los resultados de este proceso.
173
El Recocido de Proceso
Este recocido se lleva a cabo sin transformaciones alotrópicas, pues no se supera la
temperatura crítica inferior del acero; se emplea generalmente para el alivio de
tensiones residuales producidas por el trabajado mecánico, como se vio en el capítulo
III, y, sus características metalográficas resultantes se pueden controlar mediante los
conceptos de recristalización y crecimiento de grano que se discutieron en dicho
capítulo. Su aplicación práctica más importante es, quizá, en la producción de
alambres de acero al carbono de calibres delgados, en donde se hace necesaria una
cantidad considerable de reducciones de área, por lo que es necesario realizar la
recristalización del material en proceso, en bobinas, una o varias veces, sometiendo el
material a temperaturas arriba de la temperatura de recristalización, que es alrededor
de los 500ºc, en hornos eléctricos o de gas, de atmósferas inertes o controladas, para
eliminar los efectos de la acritud y continuar con el proceso de trefilación9. Este
recocido se realiza también en otros procesos, en donde se hace necesaria la
recristalización del material para continuar con los ciclos de deformación plástica.
Otra aplicación muy importante es para el alivio de tensiones en bobinas de chapa de
acero al bajo carbono laminadas en frío, que se protegen de la oxidación en camisas
selladas, realizándose el proceso en forma similar a las bobinas de alambre.
El Recocido de Esferoidización
Conocido también como de globulización, consiste en el fenómeno de esferoidización
de la cementita perlítica a temperaturas ligeramente inferiores a la de transformación
alotrópica de la austenita. Este proceso se realiza mas, cuando la perlita gruesa se
hace presente por otras causas, dificultando la maquinabilidad. Su efecto práctico
consiste en un ablandamiento del acero para una mejor maquinación posterior. Las
láminas de cementita se separan de las de ferrita en forma esferoidal produciendo una
estructura más suave para la posterior maquinación. El proceso consiste en elevar la
temperatura hasta unos cuantos grados por debajo de la temperatura crítica inferior
Ac1, a la cual, después de un período de tiempo determinado, sucede la
9 Ver trabajo de graduación de Ingeniería Mecánica FIUSAC, de Jonathan B. Solares S.
“Continuidad del Proceso de Trefilado…”. FIUSAC 2012.
174
transformación. Sin embargo es importante controlar el crecimiento de grano excesivo,
el cual produce efectos negativos en la maquinación o deformación posterior. La
esferoidización también es posible producirla por medio de una transformación
austenítica seguida de un enfriamiento lento de precipitación de la perlita gruesa que
luego se esferoidiza.
En la figura VI-g se muestran los efectos de este proceso obtenidos por calentamiento
a una temperatura arriba de Ac3, para un acero 1036.
EL TEMPLE O ENDURECIDO DEL ACERO
El proceso conocido como “Temple” del acero, como se dijo al inicio del capítulo,
consiste en el endurecimiento del mismo por medio de la aplicación de procesos
termodinámicos que producen como resultado estructuras metaestables de
características de mayor dureza y resistencia mecánica. Sin embargo, tal como se ha
expuesto en los capítulos anteriores, “a mayor dureza mayor fragilidad”, y, esto obliga
a realizar procesos posteriores para aliviar parcialmente dichas características. Esto
se analizará en el tema siguiente de “Revenido”. En el presente tema juega un papel
de primordial importancia el conocimiento de las curvas de transformación isotérmica y
de los conceptos ya revisados de las transformaciones alotrópicas.
Es muy importante revisar los siguientes conceptos que se involucran en el proceso:
Temple: es el proceso termodinámico por el cual, a través de un enfriamiento rápido,
se obtiene, a temperatura ambiente, una estructura cristalográfica inestable de mayor
dureza.
Dureza: Es la capacidad de resistencia de un material a ser rayado o mellado. Se
relaciona directamente con la resistencia máxima del material.
Templabilidad: Es la capacidad del acero de responder al proceso de temple con la
mayor homogeneidad posible, tanto superficialmente, como en el núcleo. Los aceros
aleados tienen mayor templabilidad que los aceros al carbono, porque la dureza que
obtienen después del proceso es más homogénea en el núcleo con respecto a la
superficie, aun cuando un acero al carbono logre alcanzar igual dureza superficial. El
fenómeno se aprecia cuando después de realizado el temple en dos piezas idénticas,
una de acero al carbono y otra aleada, la primera no logra alcanzar una dureza similar
en el núcleo a la alcanzada en la superficie, mientras en la pieza de acero aleado la
175
dureza del núcleo guarda una relación mucho más estrecha con respecto a la
superficie. Desde luego que esto también depende del tipo de aleación, y, el término
se vuelve relativo. Hay aleaciones con mayor templabilidad que otras.
Con relación a lo anterior, cuando se enfría rápidamente una pieza de acero que
contenga suficiente carbono desde una temperatura mayor a la crítica se obtiene una
dureza considerablemente mayor a la inicial, más que si ésta se enfría lentamente.
Los factores que inciden directamente en el proceso y que se analizarán más adelante
son: a) la temperatura de austenización; b) la forma y dimensiones de la pieza; c) la
composición química; d) la temperatura y el medio de enfriamiento; y, e) el grado de
agitación del refrigerante.
En la práctica, el proceso de temple, para obtener mayor resistencia mecánica en las
piezas de acero, consiste en calentar la pieza hasta la zona austenítica, a una
temperatura determinada y un tiempo definido por las condiciones que se desea
alcanzar y luego se realiza un enfriamiento rápido desde una temperatura superior a
Ac3, en los aceros hipoeutectoides, y, desde una temperatura superior a Ac1, en los
aceros hipereutectoides, tal como puede observarse en las figuras VI-9 y VI-10. O
sea que el proceso se realiza a partir de la zona austenítica, según el diagrama de
equilibrio Fe – Fe3C.
Para su estudio, las transformaciones que sufren las estructuras del acero durante el
temple, se dividen en tres grandes grupos, los dos primeros se producen con difusión
del carbono y el tercero sin difusión:
Estructura Perlítica, cuya morfología y propiedades ya han sido estudiadas. Fig. VI-
6d.
Estructura Bainítica, de morfología parecida a la de la martensita y propiedades
intermedias entre esta y la perlítica. Se divide en superior de forma de plumas (o
plumiforme) e inferior de forma acicular, también llamadas bainita gruesa y bainita
fina. Fig. VI-7.
En algunos aspectos las propiedades mecánicas de la bainita superior son menos
convenientes que la perlita fina (resistencia a la fatiga), mientras que las propiedades
de bainita inferior son semejantes a las de la martensita revenida.
176
Estructura Martensítica, de forma acicular, se caracteriza por su gran dureza y baja
ductilidad presentada por el mismo material con otras estructuras. Desde luego esta
dureza va acompañada también de alta fragilidad, por lo que se hace necesario el
revenido. Fig. VI-6f
Las principales estructuras que se busca obtener después del temple son las
bainíticas y las martensíticas y su obtención depende de las velocidades de
enfriamiento que se logren y de las temperaturas de homogeneización referidas a los
diagramas TTT específicos. Esto se aprecia observando las figuras VI-III c y d, en las
que se definen los procesos “Martempering”, obtención total de martensita a partir de
la austenita, y, “Austempering”, obtención isotérmica de bainita. La bainita presenta
menor dureza que la martensita y permite el alivio simultáneo de tensiones residuales
originadas por el tratamiento de enfriamiento rápido; en la práctica este proceso se
aplica, por ejemplo, en la fabricación de cuchillería, tal es el caso de los machetes. La
martensita es el elemento más duro obtenible por tratamientos térmicos y
generalmente necesita de un tratamiento posterior de alivio de tensiones (revenido);
sus aplicaciones prácticas son muy amplias, y, a la manera de ejemplo puede citarse
la fabricación de engranajes de transmisión de alta resistencia al desgaste.
Factores que Determinan las Características del Temple:
Velocidad Crítica de Temple: cuando se realiza el temple de una pieza en particular, la
velocidad de enfriamiento que se logra alcanzar en cada una de sus partes es la que
regula el resultado de la transformación, y, es aquí donde juega un papel importante
el conocimiento de la velocidad crítica de temple. Esta velocidad, no es más que la
velocidad mínima de enfriamiento que permite la formación exclusiva de un
constituyente específico a partir de la austenita y se representa por la curva de
enfriamiento tangente a la nariz de las curvas TTT. Depende básicamente de la
composición química del material y del tamaño de grano a partir del cual se inicia la
transformación.
Los factores que influyen directamente en el temple de los aceros son:
La composición química: para cada acero de una composición química en particular,
existe una curva TTT de enfriamiento continuo que permite determinar su velocidad
crítica de temple, definida por la línea de enfriamiento tangente a la nariz de la curva.
177
Cuando una curva presenta más de una nariz, la velocidad crítica es la
correspondiente al enfriamiento más rápido. Como es más fácil obtener las curvas de
enfriamiento isotérmico, estas sustituyen con bastante aproximación a las primeras.
Los componentes químicos de aleación, suelen desplazar las curvas hacia la derecha
o hacia la izquierda del diagrama dependiendo de su concentración.
El Tamaño de Grano: en los aceros que tienen la misma composición química, las
velocidades críticas de temple para las estructuras de grano grueso, son menores que
las que se requieren para grano fino, por lo que se retrasan las curvas de la “S”, tanto
en el inicio como en el fin de la trasformación.
El Tamaño de la Pieza: Las piezas de mayor tamaño tienden a disminuir la velocidad
de enfriamiento proporcionada por el medio, debido a las condiciones de transferencia
calórica, lo que hace que en el interior de las piezas la velocidad de enfriamiento sea
menor que en la periferia; esto hace que los resultados del temple sean diferentes en
el centro que en el exterior de la pieza. Por otro lado, las piezas de menor tamaño o de
secciones delgadas enfrían más rápidamente y sus resultados son más homogéneos.
El Medio de Enfriamiento: Este es por lo regular el factor externo más controlable
durante el proceso, pues es la variable sobre la que se puede influir directamente, ya
que es fundamental en la determinación de la velocidad de enfriamiento y responsable
de que se pueda alcanzar la velocidad crítica de temple esperada.
Por su eficacia en la velocidad de extracción calórica, los medios de enfriamiento más
utilizados son:
Agua: es el medio natural que produce el enfriamiento más rápido de las piezas
templadas. Debe encontrarse, preferiblemente, a temperaturas entre 20ºC y 25ºC. En
Guatemala esta es la temperatura ambiente promedio en todas las épocas del al año.
Debe evitarse que el agua se caliente a temperaturas mayores de los 30ºC para evitar
la disminución de la velocidad de enfriamiento, lo que favorecería la formación de
estructuras de menor dureza que las esperadas. En tal sentido, es recomendable
contar con medios adecuados de refrigeración.
Aceites: En la actualidad se emplean preferiblemente aceites de origen mineral,
aunque puede usarse otro tipo de aceites como los de origen animal o vegetal, si no
178
se cuenta con la disponibilidad de los primeros. Las propiedades principales que se
debe tomar en cuenta en la selección de un aceite adecuado, son:
Viscosidad: esta no debe ser muy alta ni muy baja. En el primer caso hay tendencia a
la carbonización y en el segundo a la volitización, por lo que no es recomendable el
uso de aceites quemados, los cuales, lamentablemente son muy utilizados en los
talleres artesanales. Debe tenerse en cuenta que la viscosidad del aceite aumenta con
el uso.
Volatilidad: no debe ser muy elevada pues se pierde volumen con la evaporación,
espesando el baño y disminuyendo la velocidad de enfriamiento, dando lugar,
también, al aparecimiento de puntos blandos.
Temperaturas de inflamación y combustión: Estas deben ser lo más elevadas posible
para evitar la generación excesiva de humos y la correspondiente inflamación del
baño. Las temperaturas de inflamación más adecuadas deben oscilar entre 200ºC y
275ºC.
Resistencia a la oxidación: Los aceites para temple deben tener buena resistencia a la
oxidación en caliente para evitar su degradación.
Baño de plomo: Este es uno de los medios más utilizados industrialmente, ante todo
para la ejecución del “austempering”, proceso mediante el cual se consigue la
estructura bainítica. Debido a su bajo punto de fusión 327ºC/328ºC, proporciona
temperaturas adecuadas al tratamiento que oscilan entre 350ºC y 550ºC. Sin embargo
debido a su alta densidad es necesario contar con dispositivos especiales para la
inmersión de las piezas tratadas y para evitar la oxidación del baño.
Otros medios empleados para la realización de los tratamientos térmicos los
constituyen las sales fundidas, pero este tema no se tratará en el presente capítulo,
al igual que los endurecimientos superficiales.
El calentamiento de las piezas para el proceso de temple puede realizarse en todo
tipo de hornos, con la utilización de salmueras, o bien por la aplicación de llama
directa por soplete.
179
REVENIDO
Los aceros que han sido templados, quedan, normalmente demasiado duros y
consecuentemente frágiles para la mayoría de los usos a que van a ser destinados,
además la presencia de esfuerzos, producidos por el enfriamiento hacen
desaconsejable su uso en estas condiciones, excepto en los casos en que se requiere
una dureza extremada. Un caso particular, también lo constituyen las estructuras de
las soldaduras, tanto en el cordón como en la zona afectada por el calor. Debido a
esto se hace necesario someterlos a un proceso de alivio de tensiones que brinde
mejores características de tenacidad.
El tratamiento consiste en elevar la temperatura del acero hasta un valor por debajo
de la temperatura crítica inferior, dependiendo de los resultados esperados,
manteniendo esta temperatura por un tiempo fijado por las necesidades de
homogeneización, después del cual se enfría de nuevo a temperatura ambiente por
diversos medios.
El objeto del revenido es, pues, eliminar las tensiones internas y aumentar la
tenacidad y ductilidad del acero, aunque este aumento de ductilidad se logre
normalmente a costa de una disminución de la dureza y de la resistencia. En la figura
VI-10 se presenta una gráfica representativa de temple y revenido.
En general, dentro intervalo de temperaturas de revenido, a medida que aumenta la
temperatura disminuye la dureza y aumenta la tenacidad.
En la práctica común se subdividen las reacciones que ocurren durante el revenido en
tres etapas:
Primera: Un carburo que no es cementita se precipita en martensita. En
consecuencia, se reduce el contenido de carbono de la martensita
resultando una estructura bifásica de carburo y martensita de bajo
carbono.
Segunda: La austenita retenida se transforma en bainita.
Tercera: Corresponde a formación de ferrita y cementita, partiendo de los
productos obtenidos en las etapas uno y dos.
180
Efecto del Revenido sobre las Propiedades mecánicas.
Los aceros al carbono después de templados, muestran una estructura
predominantemente martensítica. El acero en esta forma, como se dijo, es muy
resistente pero a la vez muy frágil. Para mejorar estas características hay que realizar
un revenido. Si la pieza tratada se calienta a diferentes temperaturas por debajo de la
temperatura de recristalización, y, después se enfría al aire, la resistencia a la tracción
disminuye en función de la temperatura: a mayores temperaturas de revenido mayor
disminución de la dureza y mayor aumento de la y la tenacidad. La resiliencia mejora a
las temperaturas mayores a 450ºC.
La pérdida de dureza que se experimenta con el revenido, y, el aumento de tenacidad
se observan en la Figura VI-11.
Doble Revenido
Con el fin de eliminar al máximo las tensiones residuales y la fragilidad debidas al
temple o a la soldadura, es recomendable la realización de un doble revenido, esto es
la realización de dos veces el proceso.
Después del temple, el acero suele estar formado generalmente por un contenido de
martensita más austenita residual del 5 al 25%.
En el primer revenido se verifica la transformación de la martensita tetragonal en
martensita revenida, que se manifiesta por un oscurecimiento de la estructura. Sin
embargo, no sucede lo mismo con la austenita retenida que sufre solamente
transformaciones parciales y se dice que sólo se reacondiciona, quedando aún con
tensiones internas. Con un segundo revenido se obtiene la casi totalidad de
martensita revenida con una microestructura más o menos uniforme; por lo tanto las
piezas quedan con mayor tenacidad.
Los otros factores que influyen directamente en la calidad del revenido son: el tiempo
de permanencia a la temperatura de homogeneización, tomando en cuenta las
dimensiones de la pieza; las contracciones de volumen; y, la fragilidad de revenido
que presentas ciertos aceros a determinadas temperaturas.
En la figura 7 se puede apreciar la pérdida de dureza que experimenta un eje de acero
de 0.82% de carbono templado y revenido a 650 C.
181
Fig. VI-1a. Curva de transformación isotérmica (TTT) para un acero al carbono,
según Raymond Higgins (13).
Fig. VI-1 b. Diagrama TTT para un acero 1045. Ref. (19)
182
Fig. VI-2a. Diagrama TTT de transformación isotérmica de un acero al carbono eutectoide
Según USS (United States Steel) Ref. (20).
Los diagramas TTT para aleaciones hipo o hipereutectoides son similares a los de
composición eutectoide.
183
Fig. VI-2b. Curvas TTT de enfriamiento superpuestas. Ref. (16).
184
(a) (b)
(c) (d)
Fig. VI-3. Curvas TTT para diferentes procesos. Aceros al carbono.
Según USS (United States Steel) Ref. (20).
A las curvas TTT para enfriamiento continuo también se les conoce como curvas CCT
(Continuous Cooling Transformation).
185
Fig. VI-4. Diagrama de enfriamiento continuo para un acero 4340. (según el U.S.S. Carilloy
Steels, United Steel Corporation, Pitsburg, 1948). Robert E. Red Hill Ref. (18)
Fig.VI-5. Trayectorias arbitrarias temperatura-tiempo
Según Robert E. Reed Hill Ref. (18).
186
Fig. VI- 6. MICROESTRUCTURAS DE LOS ACEROS (raar)10
(a) ferrita (escasa perlita) (b) ferrita + perlita (oscura)
(c) ferrita + perlita (d) perlita
(e) ferrita + perlita (f) austenita
10
raar: El autor. Metalografías obtenidas dentro de las acciones del Proyecto de Investigaciones
Metalúrgicas de la EIM. Se exceptúa la micrografía “d”.
187
Continúa VI- 6:
(g) martensita (h) perlita globular
(a) (b)
Fig. VI-7. (a) Bainita superior formada a 348ºc. (b) Bainita inferior formada a 278ºc. (fotografías
cortesía de Edgar C. Bain Laboratory for Fundamental Research. United States Steel
Corporation). X2500. Según Robert E. Reed Hill. Ref. (18)
1000X Fi. VI-
8. Estructura De un acero AISI 1012 trefilado, y recristalizado. (raar).
188
0 0.4 0.8 1.2 %C
Fig. VI-9 Temperaturas de tratamiento térmico de los aceros al carbono, según el diagrama de
equilibrio.
Aceros TEMPLE ─ Aceros TEMPLE Y REVENIDO
hipoeutectoides hipereutoctoides
Fig. VI-10. Diagrama de Temple y Revenido de aceros al carbono
189
Fig. VI-11. Influencia de revenido de una hora a distintas temperaturas sobre la dureza y la
resistencia de un acero al carbono de herramienta. Ejemplo típico.
Fig. VI-12. Etapas y Transformaciones que sufren los Aceros durante el Revenido.
Según José Apraiz Ref. (4)
190
Fig. VI-13. Influencia de la duración del revenido en la dureza de un acero al carbono para
herramientas, templado y revenido a diferentes temperaturas. Según José Apraiz Ref. (4)
191
Bibliografía
1. Aguilar Rivas Roberto Alejandro. “Metalurgia Básica para Ensayos No
Destructivos”. Proyecto Regional de Ensayos No Destructivos Para América Latina
y el Caribe, RLA-82-T01. ONU. Guatemala 1984.
2. Aguilar Rivas Roberto Alejandro. “Solidificación de Metales y Aleaciones y el
Mecanismo de Cierre de la Vena Fluida Durante los Ensayos de Fluidez”. Proyecto
de Investigaciones Metalúrgicas de la Escuela de Ingeniería Mecánica. FIUSAC.
Guatemala, 2011.
3. Anderson J. C., Leaver K. D., Alexander J. M., y, Rawlings R. D. “Ciencia de los
Materiales”. Ed. Limusa. México, 1978.
4. Apraiz José. “Tratamientos Térmicos de los Aceros”. Ed. Dossat. Madrid, España.
1971.
5. Barret Charles S. “Estructura de los Metales”. Ed. Aguilar, Madrid, España. 1957.
6. Bernard J., Michel A., Philibert J. y Talbot S. “Metalurgia General”, Ed. Hispano
Europea. Barcelona, España. 1973.
7. Biloni H. “Solidificación”. Cahn R.W. and Haasen P. “Physical Metallurgy”. North-
Holland. Physics Publishing. Amsterdam. 1983.
8. Comas Susana, Vasallo Daniel. “Introducción a la Metalurgia”. Noveno Curso
Panamericano de Metalurgia. OEA-CNEA. Comisión Nacional de Energía Atómica.
Argentina. 1973.
9. Chalmers Bruce, “Physical Metallurgy”. J. Wiley and Sons, (1962). N. Y. USA.
10. Chalmers Bruce, “Principles of Solidification”. J. Wiley and Sons, (1964). N. Y.
USA.
11. Dieter Jr. George E. “Metalurgia Mecánica” Ed. Aguilar. Madrid, España. 1967.
12. Guy Albert, “Metalurgia Física para Ingenieros”. Addison Wesley Publishing. 1965.
USA.
13. Higgins Raymond, “Ingeniería Metalúrgica”. C.E.C.S.A. 1978. México.
14. Howard E. D. “”Tratado Práctico de Fundición” Ed. Aguilar. Madrid España, 1962.
15. Ovejero García José. “Metalografía”: Sus Aplicaciones PMM/A/175/95. CNEA-
UNSAM. Argentina, 1995.
192
16. Metals Handbook. American Society for Metals (ASM). 12 Ed. USA. 2004.
17. Reinhardt Schuhmann Jr. “Ingeniería Metalúrgica”. Addison-Wesley Publishing
Company, Inc. Mexico. 1968.
18. Reed-Hill Robert E. “Principios de Metalurgia Física”. Ed. CECSA. México. 1971.
19. Sarce Alicia. “Introducción a la Ciencia de los Materiales”. PMM/A/161/95. CNEA-
UNSAM. Argentina, 1995.
20. The Making, Shaping and Treating of Steels. United States Steel. 10ª Ed. USA
1985.
21. Van Vlack Lawrence H. “Materiales Para Ingeniería”. Cía. Editorial Continental, S.
A. de C. V., México 1985.
22. Welding Handbook. American Welding Society. 8ª Ed. USA.1968.
