Libro Del Tratamiento Termico

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EL DIAGRAMA Fe-C

La adición de elementos de aleación al hierro influye en las temperaturas a que se  producen las transformaciones alotrópicas. alotrópicas. Entre estos elementos, el más importante es el carbono. El diagrama hierro-carbono, aun cuando teóricamente representa unas condiciones metastables, se puede considerar que en condiciones de calentamiento y enfriamiento relativamente lentas representa cambios de equilibrio. En el diagrama aparecen tres líneas horizontales, las cuales indican reacciones isotérmicas. isotérmicas. La parte del diagrama situada en el ángulo superior izquierdo de la figura se denomina región delta . En ella se reconocerá la horizontal correspondiente a la temperatura de 1493ºC como la típica línea de una reacción peritéctica. La ecuación de esta reacción puede escribirse en la forma.

La máxima solubilidad del carbono en el hierro delta (de red cúbica centrado en el cuerpo) es 0,10 % de C, mientras que el Fe gamma (de red cúbica centrado en las caras) disuelve al carbono en una proporción mucho mayor. En cuanto al valor industrial de esta región es muy pequeño ya que no se efectúa ningún tratamiento térmico en este intervalo de temperaturas. La siguiente línea horizontal corresponde a una temperatura de 1129ºC, esta temperatura es la de solidificación del eutéctico. y la reacción que en ella se desarrolla es:

La mezcla eutéctica, eutéctica, por lo general, no se ve al microscopio, microscopio, ya que a la temperatura ambiente la fase gamma no es estable y experimenta otra transformación durante el enfriamiento. La última línea horizontal, se presenta a los 722ºC, esta línea corresponde a la temperatura de formación del eutectoide, y al alcanzarse en un enfriamiento lento la fase gamma debe desaparecer. La ecuación de la reacción eutectoide que se desarrolla puede expresarse por:

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

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1. SOLIDIFICACIÓN

1.1. Introducción En general, los productos metálicos se originan en una primera etapa en estado líquido, líquido, luego del cual se pasa al estado sólido mediante moldes o  por colada continua. El proceso de solidificación es determinante para la calidad del producto final, porque si el material queda defectuoso en esta etapa, será muy difícil efectuar las correcciones en el procesamiento  posterior. Defectos frecuentes de la etapa de fusión y solidificación son:  porosidades microgrietas inclusiones no metálicas segregación de elementos de aleación formas de granos muy heterogéneas heterogéneas (por ejemplo: granos muy alargados y granos pequeños) • rechupes, (huecos debidos a la contracción del metal líquido al solidificarse y que no han sido llenados por más metal líquido). • • • • •

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

1. SOLIDIFICACIÓN 1.2. Nucleación

La transformación de líquido a sólido ocurre en dos etapas. La primera, es la nucleación de la fase sólida en la fase líquida, donde se genera una superficie sólido-líquido que tiene una energía de superficie (energía por unidad de superficie) y, la segunda, se refiere al crecimiento de estos núcleos a medida que desciende la temperatura. Por lo tanto, durante la solidificación coexisten ambas fases, sólida y líquida. La relación entre las velocidades de nucleación y crecimiento determinará la forma y el tamaño de los granos del sólido resultante. La velocidad de nucleación

se puede expresar por:

(1) donde :

(2) El primer término de (2) corresponde al calor latente de solidificación, solidificación, y el segundo término corresponde al grado de sobreenfriamiento sobreenfriamiento T-T E. δ G* proviene G* proviene de la barrera de energía necesaria para vencer la

resistencia a la formación de una superficie entre el líquido y el sólido.

δ ED proviene de la barrera de energía que existe para producir la

difusión de átomos que deben desplazarse para ubicarse ordenadamente en el nuevo núcleo cristalino.

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

Una característica importante de la cristalización de los sólidos es que a  presión constante poseen una temperatura característica característica de equilibrio equilibrio sólido/líquido, T E. Solamente a esta temperatura existe el equilibrio, por  lo tanto, podemos decir que las energías libres del sólido y del líquido son iguales. A una temperatura mayor a T E la fase líquida posee una energía libre menor que la fase sólida siendo, por lo tanto, la fase estable. Análogamente, Análogamente, a temperatura menor a T E la fase sólida posee una energía libre menor que la fase líquida, luego, la fase estable es la sólida. Cabe señalar que si el líquido se enfría a una temperatura menor que T E no se produce la cristalización en forma inmediata, se requiere de un cierto grado de sobreenfriamiento para que el proceso de solidificación

comience. Como se muestra en la Figura 1.2-1: El líquido es enfriado hasta T E , corresponde a la zona a. El líquido debe ser sobreenfriado en una cantidad ∆ T •  para comenzar la nucleación. El ∆ T será mayor para nucleación homogénea, homogénea, (curva b), que para nucleación heterogénea, heterogénea, (curva c). • Si continúa el crecimiento de los núcleos, se eleva la temperatura temperatura hasta T E , producto del calor latente de solidificación, y de esta manera se mantiene constante esta temperatura. Esto coincide con lo establecido en la regla de las fases de Gibbs. Cuando la solidificación termina y ya no hay más calor latente entregado al sistema, la temperatura de sólido comienza a descender, zona d. •

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

1. SOLIDIFICACIÓN

1.3 Crecimiento de los núcleos Una vez formados los núcleos, un cierto número de ellos crecerá. El crecimiento depende del cambio de energía libre, ( δ Gs), que ocurre en la interfase cuando un número NA de átomos se agrega como una nueva capa a los N átomos que ya pertenecen al sólido. δ Gs es función de los siguientes parámetros o variables: δ Gs = f ( δ Sf , g ( N A , N ), T E ) (3) donde: δ Sf  = entropía de fusión del material TE = temperatura de la transformación transformación (K) g ( NA , N ) = factor de probabilidad

El crecimiento de los núcleo puede ser:  

según caras planas o " faceted". faceted". según caras irregulares o "non " non faceted". faceted".

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

.

Si δ Sf > 2R, entonces δ Gs alcanza mínimos para fracciones N A /N cercanos a 0 ó a 1; obviamente el cristal crecerá cuando y no cuando es cercano a 0, el núcleo crecerá por capas completas, generando superficies planas o faceted, faceted, con planos cristalográficos característicos. Los metales, normalmente, tienen δ Sf < 2R, por lo tanto, su crecimiento será irregular o non faceted, y sus cristales presentarán superficies externos de formas irregulares. En cambio, los metaloides como el Bi, Ga, Sb, As y los semiconductores Si, Ge tienen δ Sf > 2R y crecen con caras planas o faceted, observándose en ellos el típico aspecto "cristalino".

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

Gradiente positivo de temperatura delante de la interfase S-L, (Figura 1.4-1). Cuando se tiene un gradiente de temperatura positivo el calor debe ser extraído por el sólido. El movimiento de la interfase es controlado por la cantidad de calor removido a través del sólido. Además la interfase debe ser isotérmica y moverse con velocidad uniforme. Si una protuberancia de sólido avanza hacia el líquido ésta se encuentra con líquido sobrecalentado y se disuelve. Se produce así un crecimiento con una interfase de forma plana o redondeada, pero sin protuberancias. 

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

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

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

< 100 >

BCC

< 100 >

HC P

< 10T0 > Tabla 1.

1. SOLIDIFICACIÓN

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



 Primer caso

Para el equilibrio de enfriamiento de una aleación de composición C 0, Figura 1.5-1, consideraremos consideraremos que no hay barreras para la nucleación de la fase sólida, es decir, que no será necesario un sobreenfriamiento de la fase líquida para que ésta comience, y que el enfriamiento será lo suficientemente lento como para permitir que los gradientes de concentración cambien suavemente. A T1 el primer sólido que nuclea tiene composición C 1s , (cabe señalar que esta es la composición del sólido que se encuentra en equilibrio con el líquido C 0 o C1L a temperatura T 1 ). Al disminuir la temperatura el líquido continúa enriqueciéndose en B y va aumentando el tamaño de los núcleos, (crecimiento), por adición sucesiva de nuevas unidades cristalinas que contienen proporciones mayores del metal disuelto. Por  ejemplo a temperatura T 2 la composición del sólido es C 2s y la del líquido C 2L. La

solidificación prosigue hasta que la última gota del líquido, de composición C 3L, solidifique a temperatura T 3 en un sólido de composición C 3s. De este modo, bajo las condiciones de enfriamiento en equilibrio la composición final del sólido es uniforme, y es exactamente igual a la composición del líquido del cual se comenzó.

Segundo caso

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

A T1 el primer sólido que nuclea tiene composición C 1s, Figura 1.5-2. Al bajar la temperatura, en los casos reales, la velocidad de enfriamiento es relativamente rápida y no hay tiempo de homogeneizar la composición del sólido, ya que la difusión en este estado es más lenta que en la líquida, por consiguiente hay un gradiente de concentración de soluto entre las partes que solidificaron primero y las que lo hicieron al final. Debido a lo anterior, el promedio de concentración de soluto en el sólido seguirá la línea de trazos, y a T 3 todavía quedará líquido aún cuando, en equilibrio éste debería haber desaparecido desaparecido y la composición composición promedio del sólido será inferior a C 0. Por  tanto la solidificación continuará hasta que la composición promedio del sólido se a igual a C 0, esto ocurre a temperatura temperatura T 5, y el sólido formado tendrá concentraciones de soluto mayores que C 0, debido a la gran concentración de soluto en el líquido hacia el final de ésta. Debido a los gradientes de concentración de soluto, el ataque superficial de la muestra metalográfica presenta diferencias de tonalidades, Figura 1.5-3. Especialmente notable es la fuerte acumulación de soluto en el sólido formado al final del proceso, lo que  produce una coloración muy destacada de estas zonas.

La segregación de soluto, que se observa en la Figura 1.5-3, genera en las regiones solidificadas al final, zonas de menor punto de fusión que el esperado para la aleación; esto es peligroso si se hacen tratamientos térmicos posteriores, porque ciertos lugares  pueden llegar aún al punto de fusión. Esta segregación puede reducirse mediante un tratamiento tratamiento de homogenización, homogenización, que consiste en calentar por tiempo prolongado la pieza sólida, para que por difusión se homogenice el contenido de soluto. Como este proceso es caro, se realiza sólo si se justifica. La variación en la composición de una estructura segregada entre los centros y bordes de los granos depende de la velocidad de enfriamiento, la separación entre curvas sólidus y líquidus, y la composición inicial de la aleación. De lo anterior se deduce que el gradiente de concentración crece con la velocidad de solidificación y con el aumento de la separación entre curvas sólidus y líquidus.

1. SOLIDIFICACIÓN

1.6 Solidificación de aleaciones. Inestabilidad en la interfase sólido-  líquido Para este análisis usemos un modelo simplificado de solidificación unidireccional, ver  Figura 1.6-1 y Figura 1.6-2. Supongamos una aleación de composición C 0, el primer  sólido que solidifica tiene una composición C s < C0 y rechaza soluto a la interfase, enriqueciendo la fase líquida .

Consideremos que la fase sólida avanza en un molde estrecho con una velocidad de crecimiento controlada por el la velocidad de extracción de calor desde el extremo sólido. El rechazo del soluto hacia el líquido y el gradiente de temperatura existente en la interfase están expresados esquemáti-camente esquemáti-camente en la Figura 1.6-1 (b). Al continuar la solidificación, el sólido se enriquece en soluto, pero sigue conteniendo menos soluto que C0, por tanto continua expulsando soluto al líquido. Llega un instante en que el sólido alcanza la composición C 0 y la solidificación continua a T = Ti, el exceso de soluto se acumula en la interfase S-L. El soluto rechazado intenta redistribuirse en el líquido por difusión lejos de la interfase,  pero a menos que la velocidad de crecimiento del cristal sea extremadamente lenta lograremos un gradiente de concentración bastante pronunciado en la interfase, ver  Figura 1.6-2 (a).

En la interfase S-L coexisten en equilibrio: sólido de composición C 0 y líquido de composición C 0/k, siendo k = C S / CL , a medida que nos alejamos de la interfase, en la dirección del líquido, la composición de éste disminuye en soluto y por tanto su temperatura de solidificación aumenta desde Ti hasta To. La Figura 1.6-2 (b) muestra la variación de T liquidus con la distancia en el líquido y muestra también dos posibles curvas de distribución de temperaturas reales en el líquido, G 1 y G2. Si el gradiente de temperatura en el líquido es grande (G 1 ), la interfase avanza en forma estable sin  protuberancias.  protuberancias. por otro lado, si el gradiente de temperatura es pequeño (G 2), el líquido

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

Si la zona sobreenfriada es más larga, se produce un crecimiento celular-dendrítico o dendrítico. dendrítico. Debido a la mayor concentración de soluto del líquido que solidifica al final, las regiones interdendríticas quedarán dibujadas y visibles para la observación metalográfica. El estado final para un latón 70-30 fundido se muestra en la Figura 1.6-5, en ésta se observa segregación de soluto que dibuja el desarrollo dendrítico de la solidificación. Utilizando el modelo de la barra solidificada unidireccionalmente, la Figura 1.6-6, muestra como la deshomogeneidad de la distribución de soluto (macro-segregación) crece desde la forma de solidificación estable con frente plano, siguiendo con el crecimiento celular hasta el crecimiento dendrítico.

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

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

Una mayor zona de SEC fomenta la formación de crecimiento dendrítico, por tanto, las anteriores variables, (gradiente en el líquido, velocidad de solidificación y contenido de soluto), se han relacionado en la Figura 1.6-7, para mostrar las combinaciones que producen crecimiento dendrítico, celular y plano. Los brazos secundarios en un crecimiento dendrítico tienden a engrosarse y disminuir en número al aumentar el tiempo local de solidificación. Siendo ls el espaciamiento entre dendritas secundarias, que es equivalente al tamaño de grano en piezas laminadas, se tiene que:   

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

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

Por otra parte, los diferentes tipos de crecimiento también afectan la macrosegregación, es decir, diferencias de concentraciones de soluto en distancias grandes del sólido.

1. SOLIDIFICACIÓN

1.7 Estructuras características de lingotes Los lingotes nunca son usados directamente en aplicaciones comerciales, es decir, son  productos intermedios, destinados a ser transformados en otros productos, mediante deformación deformación plástica, tales como: barras, tubos, planchas, alambres y perfiles. Los  procesos usuales para obtener estos productos son: Laminado en caliente y en frío Forja Extrusión Trefilación. La calidad de un lingote para su posterior conformado plástico depende de dos características principales: El tipo de grano, es decir, la forma, el tamaño y la orientación de éstos. La ubicación y distribución de deshomogeneidades de composición.    

 

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

Zona Chill Zona Columnar Zona de Granos Equiaxiales Zona Chill

Corresponde a una zona de enfriamiento rápido. Ésta se forma en la superficie del molde debido al gran sobreenfriamiento que sufre el metal líquido al entrar en contacto con el molde frío. Debido a esto la nucleación será heterogénea y su velocidad rápida, produciendo una abundante nucleación de cristales pequeños más o menos equiaxiales y de crecimiento dendrítico. La extensión de la zona chill depende de las varias condiciones tales como: e. f. g. h.

Mate Materi rial al del del mol molde de Tempe Temperat ratura ura del del líqui líquido do al vert verterl erloo en el mol molde de Temp Temper erat atur uraa del del mol molde de Conduc Conducti tivi vidad dad térm térmica ica del mold moldee

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

i. Zona Columnar

Se origina en aquellos granos de la zona chill, continuando su crecimiento hacia el centro del lingote, pues están favorablemente orientados orientados para crecimiento crecimiento rápido, como se muestra en la Figura 1.7-2. En metales FCC y BCC las direcciones de crecimiento rápido de las dendritas son las de la familia <100>; se desarrollarán más aquellos granos con direcciones de crecimiento rápido paralelas a la dirección de extracción de calor. La existencia de una zona columnar produce orientaciones preferenciales de los cristales en el lingote y por  consiguiente produce anisotropía de las propiedades mecánicas, lo que hace indispensable la deformación plástica posterior. Es importante destacar que el crecimiento de los granos columnares no es sólo en su longitud, sino también según su diámetro y que los bordes de grano recogen impurezas. Zona central de granos equiaxiales El líquido de la región central puede sobreenfriarse tanto por efectos térmicos así como  por sobreenfriamiento constitucional; de esta manera se desarrolla una zona central de granos equiaxiales. 

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



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

La Figura 1.7-4 muestra diferentes lingotes de una aleación cobre-aluminio de distinto grado de pureza, en los cuales se observa que la proporción de granos columnares se reduce considerablemente respecto a los granos equiaxiales: con menor  sobrecalentamiento del líquido y con mayor nivel de soluto de cobre en el de aluminio, estas condiciones producen un refinamiento de los granos del lingote. El menor sobrecalentamiento implica un gradiente menor de temperatura en el líquido que es enfriado, por tanto la nucleación de granos sólidos se inicia en todas partes del lingote, lográndose lográndose así un grano final más fino. Con mayor nivel de soluto de Cu la diferencia entre T 0 y Ti, Figura 1.6-2 (b), es mayor y una región más amplia queda con sobreenfriamiento constitucional, esto incrementa la zona de nucleación simultánea  produciendo así un refinamiento del grano.

Para disminuir o eliminar la zona columnar en la colada continua se ha ensayado la aplicación de un campo magnético que agite el líquido, y que por ende quiebre los  brazos dendríticos y forme nuevos núcleos. La segregación de soluto puede aún llevar a la formación de segundas fases en aleaciones que en sí son monofásicas, ejemplo de esto se ve en la Figura 1.7-5 (a), en una aleación Cu-5%at Sn; la segunda fase puede ser eliminada mediante un recocido de homogenización, homogenización, Figura 1.7-5 (b), pero este proceso es caro porque se efectúa a alta temperatura y por tiempo prolongado.

1. SOLIDIFICACIÓN

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

Cuando una aleación de composición eutéctica E comienza a solidificar hay tres fases  presentes: una fase líquida, L, y dos soluciones sólidas, α y β . La solidificación del líquido eutéctico comienza con la deposición simultánea de las soluciones sólidas α y β , de composición composición C y D respectivamente, respectivamente, la temperatura permanece invariante hasta que todo el líquido haya solidificado, lo que se explica mediante la regla de las fases de Gibbs. Bajo la línea eutéctica se encontrarán dos fases sólidas, α y β , teniéndose nuevamente un grado de libertad lo que permite que la temperatura continúe disminuyendo. En cambio, una aleación de composición F comienza a solidificar a T 0. Las dendritas de α aumentan desde T 0 hasta TE. A una temperatura levemente levemente superior a T E hay : Dendritas de α : de composición C, con %( α ) = (EF / CE) x 100 Líquido: de composición composición eutéctica, con %(liq) = (CF / CE) x 100

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

Al enfriar por debajo de T E, todo el líquido solidifica como eutéctico, las fases α y β solidifican solidifican estrechamente ligadas entre sí. Esto ocurre en diversas formas que se muestran en la Figura 1.8-2. Por otra parte, en una aleación de composición G, se observa que: si el enfriamiento es lento, se obtendrá una solución sólida homogénea; en cambio, si el enfriamiento es bajo condiciones condiciones normales, i.e. rápido, existirá material eutéctico entre granos de solución sólida β , debido a la segregación interdendrítica. El diagrama temperatura-tiempo para el enfriamiento de una aleación aleación de composición composición C a partir del líquido se muestra en la Figura 1.8-3:

A la temperatura eutéctica T E, la reacción es isotérmica porque de acuerdo a la regla de las fases de Gibbs la transformación tiene 0 grados de libertad a presión constante: L = 2 + 1 - 3 = 0 (p = cte.) Entre T0 y TE la formación de fase α sólida retarda el enfriamiento por la entrega de calor latente que se produce con el paso de líquido a sólido.

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

De las figuras anteriores se puede concluir que hay diversos tipos de eutécticos: laminar, de barras, globular y acicular. acicular. La forma del eutéctico dependerá en gran medida de la energía de superficie, entre la fase α y la β : 

Si

,

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

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

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





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

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

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

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

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









Cementita o carburo de hierro contiene 6,67% de C en peso y su fórmula química es Fe 3C. Es un compuesto típicamente duro y frágil de baja resistencia tensil, pero de alta resistencia compresiva. compresiva. Es la estructura más dura que aparece en el diagrama. Su estructura cristalina es ortorrómbica. ortorrómbica. Austenita es el nombre dado a la solución sólida γ  . Es una solución sólida intersticial de carbono disuelto en hierro γ  (FCC). Su máxima solubilidad es del 2% de C. Generalmente Generalmente no es estable a temperatura ambiente, salvo bajo ciertas condiciones especiales. Ledeburita es la mezcla eutéctica de austenita y cementita. Contiene 4,3% de C y se forma a temperatura eutéctica. Ferrita es el nombre dado a la solución sólida α . Es una solución sólida intersticial de una pequeña cantidad de carbón disuelta en hierro α (BCC). La máxima solubilidad que tiene es 0,025% de C, a temperatura eutectoide, y a temperatura ambiente disuelve 0,008% de C. Perlita es el nombre que recibe la mezcla eutectoide que contiene 0,8% ce C y se forma temperatura eutectoide en enfriamiento

lento. Es una mezcla muy fina tipo laminar de ferrita y cementita. La base o matriz ferrítica blanca que forma la mayor parte de la mezcla eutectoide contiene delgadas placas de cementita. Las fundiciones de fierro son aleaciones de Fe con 2 a 4% de C y usualmente con 1% de Si. Una aleación de Fe 3% C puede solidificar  según el diagrama de fases de equilibrio, i.e. Fe-grafito, o según el diagrama metaestable, metaestable, Fe- Fe 3C (cementita). (cementita). Si la velocidad de extracción del calor es grande producto de un enfriamiento brusco, la solidificación se completa con el eutéctico FeFe3C llamado ledeburita, el producto final se denomina fundición blanca, blanca, ésta se caracteriza por su color blanco y por ser bastante dura. La ledeburita consiste en láminas alternadas de austenita y Fe 3C (cementita). (cementita).

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

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

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

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

Mayor tensión de ruptura Mayor resistencia al impacto La fundición nodular es competitiva con aceros fundidos. La forma esférica del grafito evita la concentración de tensiones en los bordes o en las aristas agudas. 1. Aleaciones Aluminio-Silicio, Al-Si

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

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

1. SOLIDIFICACIÓN

1.9 Solidificación de peritécticos A una temperatura levemente superior a T p, una aleación C 0 contiene aproximadamente ¼ α  p y ¾ L p, a T p se produce la reacción peritéctica y aparece la fase β , por  consiguiente consiguiente habrá tres fases presentes. A una temperatura levemente inferior a T  p desaparece α y queda aproximadamente 50% β  p y 50% L p.

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

Sin embargo, en la práctica, la solidificación solidificación ocurre en forma algo diferente, la disolución de la fase α sólida requiere de tiempo, lo que se puede lograr sólo con enfriamientos muy lentos. Normalmente la solidificación se efectúa rápido y no se logran las condiciones de equilibrio. Al ocurrir la transformación transformación peritéctica, la fase β nuclea y crece en torno a los dendritas de α proeutéctica disolviendo algo de la fase α , i.e. no toda; para β es más favorable nuclear heterogéneamente heterogéneamente en torno a las dendritas de α que en el líquido. La fase α queda así rápidamente aislada del líquido por la fase β que la rodea y se corta la reacción peritéctica. Al bajar aún mas la temperatura la única solidificación que ocurre es más β . La Figura 1.9-4 muestra la importante aleación 65%Sn-35%Cu: la fase gris corresponde a dendritas de ε ; éstas están recubiertas de fase blanca η , el resto que se ve obscuro es eutéctico que se produce a 227 °C.

1. SOLIDIFICACIÓN

1.10 Reacciones en los Diagramas de Fases

Figura 1. Reacción Eutéctica L → α ( s) + β ( s)

Figura 2. Reacción Peritéctica L + α ( s) → β ( s)

Figura 3. Reacción Eutectoide γ  ( s) → α ( s) + β ( s)

Figura 4. Reacción Peritectoide γ  ( s) + α ( s) → β ( s)

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION Cuando se deforma plásticamente un metal a temperaturas temperaturas bastante inferiores a la de su  punto de fusión, se dice que el metal ha sido trabajado en frío. La mayor parte de la energía empleada en esta deformación se disipa como calor, almacenándose una  pequeña fracción como energía de deformación. Ésta última se acumula en forma de dislocaciones y de defectos puntuales, puntuales, por ejemplo: ruptura de enlaces y vacancias. vacancias. Como el aumento de densidad de dislocación no es pareja, se producen zonas de mayor  densidad, lo que lleva a la generación de celdas. Cuando se calienta este material ocurren dos procesos que disminuyen la energía interna almacenada: Recuperación Recristalización Además de los procesos antes mencionados y dependiendo del tiempo y de la temperatura a la que se caliente el material, puede presentarse un tercer proceso denominado crecimiento de grano, éste ocurre cuando se continúa el recocido luego de completarse la recristalización.  

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

2.1 RECUPERACION  La recuperación es la primera etapa del proceso de recocido. Por una parte, con mayor  temperatura se produce el alivio de esfuerzos internos causados por el trabajo en frío, (tensiones residuales), residuales), y por otra parte, se producen cambios microestructurales que se detallan más adelante..

La recuperación comprende una serie de fenómenos que ocurren a temperaturas temperaturas más  bien bajas, con respecto a la temperatura de fusión del material, entre los que se pueden destacar: Aniquilación de defectos puntuales Poligonización Caída de la resistividad eléctrica (R) La aniquilación de defectos puntuales consiste en la difusión, mediante la adición de calor, de las vacancias hacia las dislocaciones y bordes de granos, así se logra disminuir  su cantidad hasta el número de equilibrio a la temperatura correspondiente.   

La poligonización consiste en la readecuación de un cristal flexionado para la cual éste se descompone en cierto número de pequeños segmentos cristalinos con leves diferencia de orientación íntimamente ligados, logrando que las dislocaciones se redispongan en una configuración configuración de menor energía, formando subgranos y bordes de grano de ángulo  pequeño. La caída de la resistividad eléctrica (R) se ve afectada por las vacancias, cuyo campo de deformaciones deformaciones interfiere con el flujo de los electrones; al disminuir el número de vacancias disminuye, también, R. En la Figura 2.1-1 se observa el comportamiento comportamiento de R para R para un alambre de cobre, (curva superior), en ella se aprecian grandes caídas de la resistividad que se deben a entregas de calor correspondientes a transformaciones al interior de material; material; paralelamente se han registrado los calores entregados cuando ocurren cambios en la estructura interna del metal, (curva inferior), la cumbre de esta última define la región de recristalización del Cu.

Para recocidos a temperaturas más bien altas, las dislocaciones comienzan a agruparse y a rediponerse y a redisponerse por medio de ascenso en configuraciones de menor  energía, por ejemplo, las dislocaciones dislocaciones entrelazadas desordenadamente, desordenadamente, se disponen en hexágonos formando subgranos, subgranos, ver Figura 2.1-2 y 2.1-3. Nota: Nota: en el hierro la temperatura a la cual ocurren estos fenómenos depende fuertemente fuertemente de su pureza, puede comenzar en el rango de 50 a 200 °C y completarse completarse a alrededor de 500 °C.

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

Cuando las dislocaciones de borde del mismo signo se acumulan sobre el mismo plano de deslizamiento, sus campos de deformación son aditivos, Figura 2.1-5. Las regiones inmediatamente superior e inferior a los planos de deslizamiento son zonas de alta concentración concentración de tensiones, tensiones, de tracción y de compresión respectivamente, Figura 2.1-4 (a), sin embargo, al disponer las dislocaciones en una secuencia perpendicular al plano de deslizamiento, los campos de deformación de las dislocaciones adyacentes se cancelan parcialmente parcialmente unos a otros, Figura 2.1-5 (b). Figura 2.1-5. (a) Disposición de dislocaciones de alta energía de deformación; (b) Formación de dislocaciones de baja energía de deformación. Las letras T y C corresponden corresponden a esfuerzos de tensión y compresión respectivamente. respectivamente. La Figura 2.1-6 muestra como las dislocaciones se redisponen en una configuración de menor energía, formando subgranos y bordes de grano de ángulo pequeño, esto es  posible gracias a una técnica metalográfica mediante la cual es posible observar los  puntos de salida de éstas.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

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

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

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

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

2.2 RECRISTALIZACION  2.2.2. Nucleación de nuevos granos

La recristalización es un proceso que se desarrolla por nucleación y crecimiento, como ya se dijo, los sitios preferenciales de nucleación de los nuevos granos son las regiones más deformadas, Figura 2.2-1, como: bordes de grano, planos de deslizamiento, y en zonas de alta energía como precipìtados de segunda fase y, también, en torno a inclusiones inclusiones no metálicas, metálicas, Figura 2.2-3. Si el núcleo se forma rápidamente y crece con lentitud, se formarán muchos cristales antes de que se complete el proceso de recristalización, es decir, el tamaño final del grano será pequeño. En cambio, si la velocidad de nucleación es pequeña comparada con la velocidad de crecimiento el tamaño de grano será grande.

La energía de activación para la recristalización es función de la cantidad de deformación o, dicho de otro modo, la dependencia de la recristalización sobre la temperatura varía con la cantidad previa de trabajo en frío, ver Figura 2.2-4.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

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

La cinética de la recristalización se expresa en las curvas signoidales: signoidales : % recristalización-tiempo de recocido que se muestran en la Figura 2.2-6. Avrami propuso Avrami  propuso para expre-sar la cinética de la recristalización la siguiente ecuación: X = 1 - exp (B tk ) (4) donde:    

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

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

Si la cinética sigue la ecuación de Avrami, el gráfico de línea recta de pendiente k., éste debe realizarse en papel log-log.

v/s t debería dar una

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

2.2 RECRISTALIZACION  2.2.4. Algunas leyes de ingeniería de la recristalización recristalización El objetivo principal de la recristalización es ablandar  el material y restaurarle su ductilidad . Adicionalmente se puede también controlar el tamaño del grano. Como ya se dijo, los tiempos para el inicio y término de la recristalización varían fuertemente fuertemente con la temperatura, Figura 2.2-7.

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

 b.  b. Como Como se menc mencio ionó nó ant anter erio iorm rmen ente te,, la temp temper erat atur uraa de recristalización disminuye al aumentar el % de trabajo en frío previo, esto debido a la mayor energía almacenada  por la notable distorsión sufrida por el material, en suma, hay más fuerza impulsora para la recristalización.

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

Estudiaremos con más detalle las anteriores aseveraciones La recristalización recristalización progresa por migración de un borde de grano preexistente hacia un grano fuertemente deformado, dejando tras sí una región libre de deformación, Figura 2.2-3.

Llamaremos A a un grano deformado y B a uno recristalizado, recristalizado, Figura 2.2-10: La energía interna por unidad de volumen en A será EA y en B será EB. µ es la fuerza impulsora de la recristalización, •  proviene de la diferencia entre densidades de dislocación del estado A y B, i.e. es igual a (E B -EA). QG es la energía de activación para el crecimiento • de granos recristalizados y representa las barreras o resistencias al avance de la recristalización. •

La velocidad velocidad de movimiento movimiento del borde de grano,

, será :

(5) Esta ecuación muestra que crece cuando la temperatura aumenta, por otra parte δ µ será mayor cuanto cuanto mayor sea sea la la energía energía de deformación deformación previa, previa, por por tanto, tanto, será mayor  mientras mayor sea δ µ y la recristalización será más rápida y fácil, Figura 2.2-8. Por otra otra parte, parte, la la velocidad velocidad de nucleació nucleaciónn de granos recristalizados, recristalizados, , será mayor  mientras más grande sea la distorsión de la matriz por deformación en frío, de esta manera al crecer , menor menor será el tamaño del grano recristalizado, recristalizado, Figura 2.2-9. Nota: Nota:

,

es la velocid velocidad ad de nucleaci nucleación ón de nuevo nuevoss granos granos y crecimiento de grano .

es la velocid velocidad ad de

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

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

Estas impurezas tienden a segregarse junto a los bordes de granos, formando atmósferas que los sujetan, dificultando su movimiento y retardando así la recristalización. El efecto varía de un elemento elemento a otro como se ve en el caso de P y Ag en Cu, Figura 2.212. Cuanto mayor sea la cantidad y más fina la distribución de impurezas insolubles, más fino será el tamaño final de grano, lo que se explica con el hecho de que no solo aumentan la nucleación, sino también actúan como barreras al crecimiento de los granos.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

2.2 RECRISTALIZACION  2.2.6. Texturas cristalográficas

En la práctica industrial muchos productos metálicos son deformados en frío hasta un  punto en que por su dureza y pérdida de ductilidad es necesario recocer. La deformación en frío produce rotaciones de los cristales las cuales generan orientaciones  preferenciales  preferenciales de los cristales según ciertas direcciones, que son características características de cada metal o aleación. La definición precisa de la textura cristalográfica es la siguiente: Si caracteriza la orientación orientación de un cristal con respecto a un sistema de referencias fijo al producto, (eje de un alambre, plano de laminación y/o dirección de laminación en una plancha), es  posible definir una función de distribución de orientaciones cristalinas, FDOC, que sea  positiva, continua y derivable. Esta función puede ser considerada como la fracción volumétrica de cristales que poseen la orientación con respecto al volumen total del producto:

(6) donde:

es un elemento de volumen de cristal que tiene dirección

.

V0 es el volumen de referencia. es la función de distribución de orientaciones cristalinas. 





Si

es constante significa que el material es isotrópico.

Para un producto sin textura: Si en caso de carencia de textura,

entonces

es constante cualquiera sea

.

se normaliza para darle un valor 1

.

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

Las texturas se generan tanto por laminado en frío como por laminado en frío más recocido. Éste último no hace desaparecer la textura, sino que la modifica. Algunas texturas características características de deformación en frío son : En alambres y barras : Dirección paralela paralela al eje de la barra: 

Al <111> FCC Ag <100> Cu Intermedia a las anteriores

BCC Acero al carbono <100> En Planchas : La denominación usual es la siguiente: (h k l) [u v w], donde (h k l) es el plano cristalográfico paralelo al plano de la plancha y [u v w] es la dirección cristalográfica  paralela a la dirección de laminación. 

Algunas texturas típicas de laminado en materiales FCC: Tipo o denominación Plano / Dirección Cobre Latón Tipo S Goss Con el recocido los granos recristalizan por desplazamiento desplazamiento de sus bordes, la velocidad velocidad de migración de estos últimos es variable con las orientaciones relativas entre dos granos vecinos. Así, ciertos bordes de granos se desplazarán más rápido y generarán orientaciones orientaciones preferenciales de los granos luego del recocido. Las siguientes son aplicaciones importantes de las texturas en productos industriales: Las planchas de acero de bajo carbono recocidas, aptas para embutido profundo, deben tener una textura con planos {111} paralelos al plano de la plancha, sus normales son perpendiculares al este plano es perpendicular al plano de la plancha. Esta textura da mayor resistencia según el espesor a la plancha, lo cual favorece el embutido  profundo, Figura 2.2-14. En aluminio recocido de observan dos texturas: {100} < 001 >, cúbica, y {123} < 412 >, retenida del laminado en frío. La textura cúbica no es conveniente para la  profundidad del embutido, por lo cual se debe realizar en pasos sucesivos, pero si lo es  para evitar orejas. Un 25% de textura cúbica es conveniente y esto se puede lograr  agregando 0,1% de Fe. 



2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

2.2 RECRISTALIZACION  2.2.7. Trabajo en caliente El trabajo en caliente se define, generalmente, como el que se realiza por sobre la temperatura de recristalización, recristalización, es decir, a temperaturas mayores que 0,4 a 0,5 Tfusión (K), aunque no considera la rapidez del trabajo sobre la pieza. Este tipo de trabajo no produce endurecimiento por deformación, dado que a la alta temperatura a la cual se realiza, la recristalización es muy rápida y se completa antes de llegar a un nuevo paso de laminación, Figura 2.2-15.

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

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION 2.3 CRECIMIENTO DEL GRANO 

Si se prolonga la permanencia del metal recristalizado a alta temperatura, los granos pequeños tienden a desaparecer y los grandes crecen aún más, de esta manera el tamaño medio, D, de los granos crece en función del tiempo. La fuerza impulsora de este crecimiento es la disminución de energía libre por unidad de volumen, G b, producida al crecer el grano: G b = A b · γ   b (7)

(8)

donde : A b es el área de borde de grano por unidad de volumen de material γ   b es la energía de borde de grano por unidad de área

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

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

Figura -2. Granos con diferente número de bordes. Las flechas muestran la dirección del desplazamiento de los bordes. 1. Efecto Efecto de segun segundas das fases fases en el creci crecimien miento to de los los granos granos

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

(9) donde: γ  b es la energía de borde de grano por unidad de superficie. r es el tamaño de la partícula F es la fuerza contraria al movimiento del borde de grano

Si hay ns partículas de radio r por unidad del área de borde de grano, la fuerza contraria es : (10) Estudios matemáticos muestran que la fracción de área, f s, de borde de grano interceptada por partículas es igual a la fracción de volumen de partículas f v, luego : (11) y entonces:

(12)

El crecimiento del grano se ve enfrentado a dos fuerzas contrapuestas: contrapuestas: (13)

donde:

es la velocidad de crecimiento del diámetro del grano

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

A medida que D crece y se acerca al valor r/f v, el crecimiento se detiene. Para un factor  fijo f v, un mayor número de partículas de menor r es más efectivo para detener el crecimiento crecimiento de los granos. La Figura 2.3-4, muestra como partículas de nitruro de Al detienen el crecimiento de los granos al recocer un acero calmado con Al. Se observa también como los granos crecen cuando las partículas se redisuelven a causa de la alta temperatura. En la Figura 2.3-4, el crecimiento crecimiento del grano es inhibido por partículas partículas de nitruro de aluminio, éstas se disuelven a alta temperatura, eliminando el efecto inhibidor del crecimiento crecimiento del grano que ellas proporcionan. Por otra parte la Figura 2.3-5 muestra micrografías de las formas que toman los granos de un latón cuando crecen por recocidos a diferentes temperaturas y tiempos. Las zonas entre líneas paralelas son maclas de recocido.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS

3.1. TRANSFORMACIONES CERCANAS AL EQUILIBRIO  Las transformaciones cercanas al equilibrio son aquellas que se realizan extremadamente lento permitiendo la difusión de todos los elementos. 3.1.1. Nucleación y Crecimiento en Fases Sólidas A. Nucleación Homogénea Cuando un elemento puro es enfriado cruzando una temperatura de transformación alotrópica, o cuando una aleación es enfriada a través de un rango de temperatura que cruza un límite de fase sólido-sólido en el diagrama de equilibrio, la fase de baja temperatura debe nuclear primero en el interior de la matriz del material antes de que la transformación transformación pueda proseguir, por ejemplo materiales materiales como el hierro, en los cuales al enfriarse se produce un cambio de fase en estado sólido: γ  . La fuerza que mueve esta transformación proviene de: δ Gv = Gα - Gγ 

donde: Gα

(14)

es la energía libre por unidad de voluman de la fase α

Gγ  es la energía libre por unidad de volumen de la fase γ  Para que se produzca la transformación se requiere que δ Gv < 0, 0, luego G


Al nuclear una partícula fase α se genera una superficie, ésta posee una energía, de superficie, superficie, por unidad de área igual a γ α -γ  , la cual es característica de la interfase α -γ  . Además, como normalmente hay cambios de volúmenes al pasar de γ  a α , y debido a la oposición que presentan los sólidos a la deformación, el cambio de fase agrega un nuevo término de energía libre, que es proporcional a la deformación. deformación. Por  tanto, el cambio total de energía libre es: (15) donde: A’, B’ y C’ son constantes. La energía de superficie γ α -γ  , es menor cuanto más parecidas sean las redes cristalinas de ambas fases, por lo que será más fácil crear nuevas superficies. Esta similitud es mayor para ciertos planos cristalográficos que para otros.

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

-γ 

intermedia.

Incoherente → no hay calce alguno y es γ α

-γ 

máxima.

Cada uno de los tipos de interfase antes mencionados posee una energía de superficie asociado. Las interfases que posean buen ajuste tendrán una energía de superficie bajo,   por lo tanto, la barrera para la nucleación, nucleación, , en interfases interfases coherentes coherentes será menor  que para las otras dos. En atención a lo anterior, la interfase incoherente presentará la mayor barrera para la nucleación, nucleación, este caso es nulo, Figura 3.1-3.

, ya que el calce entre las redes cristalinas cristalinas en

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

donde:

es la energía de borde

TE es la temperatura de equilibrio δ E es el calor latente δ T es el sobreenfriamiento

y como ya se vió:

Si disminuye γ α -γ  la barrera de energía crítica δ G* disminuirá, ecuación ecuación (16), y por  consiguiente, se reducirá r* y la nucleación se verá facilitada. δ G* también es función de la energía dependiente de la deformación ε , que se produce al nuclear la nueva fase, si la energía de deformación disminuye, también lo hace δ G*, Figura 3.1-4. Conjuntamente, δ G* es proporcional proporcion al a , y a su vez Gv es función del grado de sobreenfriamiento, δ T, respecto de la temperatura de equilibrio, T eq:

(16)  por consiguiente, consiguiente, δ G* disminuye al crecer  δ T, por lo tanto, el mayor grado de sobreenfriamiento favorece la nucleación. La Figura 3.1-5 muestra la variación de δ G* y de r* con el grado de sobreenfriamiento. B. Nucleación Heterogénea  Nucleación heterogénea es aquella que se produce en torno a defectos de la matriz; estos  pueden ser: agrupaciones de vacancias, dislocaciones, bordes de granos, bordes de interfase, superficies libres, partículas, etc. La razón por la cual los defectos de los cristales ayudan a la nucleación es que ellos tienen una cierta energía asociada, cuando éstos son total o parialmente destruídos durante la nucleación, su energía contribuye a alcanzar la barrera de energía de activación para la nucleación. Para nucleación heterogénea, heterogénea, el cambio de energía cuando se forma un núcleo es: (17) donde: δ GD es la energía del defecto que se destruye al formarse el núcleo de la nueva fase.

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

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS

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

(18) donde: N es el número total de átomos δ Gi es la energía de activación para formar una agrupación o embrión de i átomos

La velocidad de nucleación, , será la velocidad a la cual los embriones de tamaño crítico se transforman en núcleos viables. Esto es, la velocidad a la cual los embriones  pasan del tamaño crítico i* al tamaño (i*+1). La frecuencia de átomos que llegan o dejan al embrión es proporcional al coeficiente de difusión D de dichos átomos en la matriz:

(19) donde: Q es la energía de activación para la difusión del átomo (i*+1) Por lo tanto, la frecuencia con que los embriones de tamaño crítico i* crecen al tamaño (i*+ 1), es decir, se transforman en núcleos estables, estables, será proporcional a n(i*) • D. Luego reemplazando:

(20)

 pero

luego:

(21)

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

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

recíproco de

.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS

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

(22) En este caso, la curva v/s T también presenta un máximo a una temperatura intermedia entre 0 y T eq. La Figura 3.3-1 muestra esquemáticamente la variación de δ GV, D y con la temperatura.

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

Si la transformación se realiza a T 1 tenemos: 

es alta y

es baja, por lo tanto, el grano final de la fase que está nucleando será grueso. En cambio, si la transformación se realiza a T 2 tenemos: 

es alta y

es baja, por lo tanto, el grano final de la fase que está nucleando será fino Cabe señalar que también es posible obtener granos gruesos si el enfriamiento enfriamiento es lento, cosa que ocurre al dejar enfriar un metal en el horno. Así también, un grano fino puede obternerse con enfriamiento enfriamiento rápido.

La Figura 3.3-3 (a) muestra la variación de la velocidad total de la transformación (incluyendo los efectos de la velocidad de nucleación y de crecimiento) con la temperatura. temperatura. La Figura 3.3-3 (b) muestra las curvas tiempo para completar diversas fracciones de transformación en función de la temperatura, éstas son conocidas como Curvas T T T, T , indican el tiempo necesario para alcanzar un cierto grado de transformación del material al enfriarlo.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS

3.4. Transformación = + Fe3C de un acero Hipoeutectoide Los aceros con una concentración de C menor al 0,88%, se denominan hipoeutectoides y se hayan constituídos a la temperatura ambiente por ferrita y perlita o, lo que es lo mismo, por ferrita proeutectoide y ferrita y cementita eutectoides. eutectoides. Caso de un acero con 0.4%C enfriado lentamente, dentro del horno

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

La microestructura de este acero a temperatura ambiente consiste en un 50% de granos gruesos de ferrita y en un 50% de colonias de perlita, perlita, Figura 3.4-1 (c) y (d). ( d). Es importante destacar que la perlita crece en forma de colonias redondeadas de placas alternadas alternadas de ferrita y cementita. cementita. En base a lo anterior, podemos decir, que hay dos fases  presentes: ferrita, (en forma proeutectoide y en la perlita), y cementita. Si el acero es enfriado más rápido, sacándolo del horno a temperatura austenítica austenítica y dejándolo enfriar al aire se produce el tratamiento denominado normalizado. normalizado. Con este enfriamiento más rápido, o si el grano de la austenita, γ  , es muy grande, el crecimiento de la ferrita, α , no se da como antes, engrosándose. Para enfriamientos relativamente relativamente rápidos como en el aire la transformación transformación se produce a temperaturas más  bajas que para el caso del enfriamiento en el horno; la nucleación inicial de ferrita se  produce en los bordes de grano de la austenita, pero el crecimiento se hace buscando  planos donde los bordes de interfase se hacen coherentes y la fase α crece en forma de agujas, estas son las llamadas estructuras Widmanstätten, Widmanstätten, no son deseables deseables ya que son más duras y frágiles. Este tipo de estructuras crece por desplazamiento lateral de gradas, Figura 3.4-3.

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

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

Si los granos de austenita son pequeños hay muchos puntos de nucleación de ferrita, estos expulsan carbono y dicho elemento difunde hacia la austenita circundante bajando la temperatura de transformación de ésta, el proceso de transformación se continua con menor sobresaturación de C, o sea, menor sobreenfriamiento. sobreenfriamiento. La transformación transformación ferrítica no es tan fuertemente impulsada y la ferrita crece más por difusión que por  mecanismos cristalográficos. cristalográficos. Lo inverso ocurre si el grano de austenita austenita es grande. La Figura 3.4-4 muestra diferentes diferentes microestructuras microestructuras obtenidas con diferentes diferentes temperaturas de austenitización y enfriamiento al aire.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS 3.5. TRANSFORMACION PERLITICA

La perlita se forma en la reacción eutéctoide: γ  → α + Fe3C. Es un eutectoide laminar con placas paralelas alternadas de α y Fe3C.

La nucleación de la perlita ocurre en los bordes de granos, Figura 3.5-1, y tanto las láminas de ferrita, ( α ), como las de cementita, cementita, (Fe 3C), pueden actuar como origen de la nucleación. Eventualmente, un núcleo vecino puede formar otra colonia, independiente de la anterior, avanzando en una dirección diferente, ver Figura 3.5-2. El crecimiento de la perlita es de tipo nodular Figura 3.5-3, por tanto, ésta se verá en las micrografías micrografías como nódulos o colonias.

El % de perlita formado en función del tiempo tiene la forma de curva sigmoidal, Figura 3.5-4. Se puede observar que la transformación transformación es más rápida cuando el grano de austenita es menor, i.e., menor tiempo de austenitización. En referencia a la Figura 3.5-4, se observa que, en una primera etapa, la velocidad de transformación de austenita a perlita es baja, ya que, solo unos pocos nódulos perlíticos han nucleado y crecido; este período es considerado de incubación. En la segunda etapa, la velocidad de transformación es fuertemente acelerada debido a que muchos núcleos nuevos son formados y crecen, mientras que el desarrollo de los nódulos existentes continúa; en esta etapa la velocidad de crecimiento de la perlita es proporcinal al área de la interfase austenita-perlita. Finalmente, una tercera etapa es alcanzada cuando la velocidad de transformación decrece al disminuir la velocidad de nucleación, y el crecimiento contínuo de los nódulos existentes es obstruído por el encuentro con otros nódulos.

Las Las vel veloc ocid idad ades es de nucl nuclea eaci ción ón y cre creci cimi mien ento to de la perl perlit ita, a, , var varía íann fue fuert rtem emen ente te con la tempe-ratura de transformación, llegándose a un máximo a 550°C; a menor  temperatura éstas decrecen, Figura 3.5-5, y la transformación será reemplazada por  Bainita. Bainita.

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



α casi no contiene C

Fe3C contiene 6,7 % de C γ  contiene 0,8% de C

Si la tansformación se hace a menor temperatura, se realiza a mayor  velocidad y la difusión es más difícil, por tanto la transformación debe realizarse con distancias de difusión menores, disminuyendo la distancia interlaminar. Esta característica tiene un importante efecto en las  propiedades mecánicas del acero, aumentando la tensión de fluencia de éste, Figura 3.5-8. Lógicamente Lógicamente si la transformación se realiza bajo condiciones isotérmica, la perlita crece con velocidad practicamente constante y espaciamiento interlaminar también constante. Mientras mayor sea la temperatura a la que se realiza la transformación mayor será el espaciamiento interlaminar.

Se ha encontrado en un acero eutectoide que: σ

ys

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

donde: S p= espaciamiento interlaminar en mm .

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

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

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

La bainita formada entre 350 y 550°C, Figura 3.6-2, se llama bainita superior o plumosa, plumosa, en ella la cementita esta más bien en forma de barras que de placas. Estudios han mostrado que la ferrita y la cementita nuclean independientemente y que el elemento que controla el crecimiento de la bainita superior es la difusión del carbono en la austenita. El crecimiento de la ferrita y de la cementita es cooperativo, la primera rechaza el carbono que es recibido por la segunda, Figura 3.6-5 y 3.6-6. La bainita inferior se produce por transformación isotérmica entre 250 y 350°C. Debido a que la difusión del carbono es baja a esta temperatura, la cementita precipita internamente internamente en las placas de ferrita. A diferencia de lo que sucede en la martensita en la cual los carburos precipitan en 2 ó más direcciones, en la bainita inferior la  precipitación de carburos tiene una orientación predominante en la cual las plaquitas de Fe3C forma 55° con el eje longitudinal de la aguja de ferrita. En la formación de bainita inferior, la ferrita se produce a partir de la austenita por desplazamiento de corte y luego  precipita la cementita cementita al interior de la ferrita, Figura 3.6-3 y Figura 3.6-4.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS

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

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

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS

3.7. TRANSFORMACION AUSTENITA - MARTENSITA 3.7.1. Características de la Martensita a. El tipo tipo de de marten martensita sita depende depende del del conte contenido nido de de C del del acero, Figura 3.7-2: %C < 0,6 Martensita en "tablas" 0,6 < %C < 1,0 Mixta 1,2 < %C Martensita en agujas

 b. La marte martensi nsita ta se produc producee sin difusión, difusión, como la reacción ocurre rápidamente y a tan baja temperatura no hay tiempo para que la difusión actúe. La transformación no requiere superar mediante activación térmica una barrera de energía, por lo tanto se llama transformación atérmica. c. No hay hay cambios cambios de composic composición ión en el paso paso de auste austenita nita a martensita, no originandose una migración de los átomos de carbono.

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

 b. La marten martensita sita comie comienza nza a formars formarsee a una tempe temperatu ratura ra característica de cada acero, Ms. El % de martensita formado dependerá de cuánto haya descendido la temperatura por debajo de Ms, hasta llegar al 100 % de transformación a la temperatura Mf . Mientras mayor sea el avance entre M s y Mf , mayor será el grado de transformación de la austenita en martensita. Así, si se desiende levemente bajo la temperatura M s , como por ejemplo a T1, Figura 3.7-1, la cantidad de martensita formada será pequeña, (20%), y la no transformada transformada será austenita retenida, (80%),  pudiendose llegar llegar eventualmente a martensita pura, (100% de martensita), si la temperatura es suficientemente baja, i.e. igual a Mf . c. A temperatu temperatura ra ambiente ambiente,, muchos muchos aceros aceros mantiene mantienenn aún austeni austenita ta retenida, ya que su M f está por debajo de la temperatura ambiente, Figura 3.7-4. d. Un increm incremento ento en en el % de C baja la tempera temperatura tura de de formaci formación ón de la martensita, Ms.

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO 4.1. CURVAS TTT PARA TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA

Se denomina curva TTT al diagrama que relaciona el tiempo y la temperatura temperatura requeridos para una transformación isotérmica. isotérmica. Así por  ejemplo, en el caso del acero, y más específicamente en el de la austenita, que es inestable debajo de la temperatura crítica, se necesita saber cuanto tiempo requerirá para empezar a transformarse a una temperatura subcrítica específica, cuanto tiempo precisará para estar  completamente trasformada y cual será la naturaleza del producto de esta transformación. El diagrama TTT más simple es el del acero eutectoide, al carbono, (SAE-1080), ya que no hay constituyentes proeutectoides proeutectoides en la microestructura. En cambio, cuando se trata térmicamente un acero hipoeutectoide, por  ejemplo un SAE-1045, se debe agregar una línea adicional que señala el inicio de la transformación con la formación de ferrita proeutectoide, análogamente, en el caso de un acero hipereutectoide la línea adicional indica el inicio de la precipitación de cementita proeutectoide. La Figura 4.1-1 muestra las curvas TTT para un acero al carbono con 0,4% de C. Bajo 550°C la curva de inicio de formación de la ferrita se confunde con el inicio de la transformación bainítica, además a estas temperaturas no se produce ferrita proeutectoide, sino que solamente  bainita. Como la ferrita, la perlita y la bainita superior nuclean nuclean en los bordes de grano de la austenita, el número de núcleos de estos constituyentes que se forman por segundo en una muestra es proporcional al tamaño de grano. Así, en un acero de grano fino a una temperatura dada y para una fracción cualquiera de austenita la transformación tomará menos tiempo que en un acero de grano grueso. De este modo, un tamaño de grano más fino desplazará las curvas TTT hacia la izquierda, es decir, hacia tiempos de transformación menores. Se debe notar, de la Figura 4.1-1, el corto tiempo que transcurre antes de comenzar la transformación a ferrita o bainita, esto se deduce de la cercanía de la nariz de la curva con la ordenada. Por lo tanto, si se desea obtener 100% de martensita es necesario enfriar muy rápido con el temple, lo que no es posible en piezas gruesas.

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

¿Por qué los elementos de aleación desplazan las curvas TTT hacia tiempos más largos? Por que los elementos de aleación antes de producirse las transformaciones están homogéneamente distribuidos en la austenita, pero cuando ésta se transforma en ferrita,  perlita o bainita, éstos deben redistribuirse y desplazarse por difusión, al ser átomos grandes su difusión es lenta y frenan el avance de la transformación. Se puede observar en la secuencia de las Figuras 4.1-1 y 4.1-2, que al agregarse elementos de aleación las curvas TTT cambian de forma y se producen dos "narices" que definen dos regiones, la región de mayor temperatura corresponde a la formación de  perlita y la de menor temperatura a la formación de bainita.

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

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO 4.2. CURVAS TTT PARA ENFRIAMIENTO CONTINUO 

Estos tratamientos tratamientos son los más comunes en la industria. Las curvas TTT para enfriamiento enfriamiento continuo son diferentes de aquellas aquellas para transformación transformación isotérmica y no  pueden ser deducidas a partir de éstas. La Figura 4.2-1 compara ambos tipos de curvas observándose que las curvas de enfriamiento continuo están más desplazadas hacia tiempos mayores que las de transformación isotérmica. La explicación de esto es la siguiente: la transformación en el caso de enfriamiento continuo demora más debido a que pasa mayor cantidad de tiempo a altas temperaturas, mientras que en el caso isotérmico el material llega instantáneamente a la temperatura de transformación. La Figura 4.2-2 muestra diversos programas de enfriamiento e indica la dureza final que se obtiene con cada uno de ellos, observándose que para un enfriamiento más lento se  producen durezas menores. La Figura 4.2-3 muestra las correspondientes correspondientes microestructuras: Para enfriamiento muy lento, DPH 139, la microestructura se caracteriza por perlita gruesa y grandes regiones de ferrita. Para un enfriamiento no tan lento, DPH 170, la estructura es ferrítica y perlítica, siendo ambas finas. 



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







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

Debido a las altas velocidades de enfriamiento que se logran en el temple de un acero se  pueden producir torceduras y aún fracturas en las piezas, esto se debe al choque térmico  por el desigual enfriamiento entre diferentes partes de una pieza y además por los cambios de volumen específico de la transformación austenita-martensita. Dos alternativas de temple reducen estos problemas: Austempering: es un tratamiento isotérmico que consiste en a. Austempering: calentar el acero a la temperatura de austenitización y enfriarlo  bruscamente, en un baño de sal, hasta una temperatura levemente superior a M s, tal que, mateniéndola constante la reacción  produce una estructura completamente bainítica, (bainita inferior), luego el acero es enfriado al aire, a temperatura temperatura ambiente. ambiente. De este modo se logra una estructura dura pero no excesivamente excesivamente frágil, Figura 4.2-5.  b. Martempering: Martempering: es un procedimiento que consiste en calentar el acero a la temperatura de austenitización y enfriarlo bruscamente, en un baño de sal o de aceite caliente, hasta una temperatura levemente levemente superior a M s, manteniéndose constante para uniformizar la temperatura de la pieza, (el tratamiento isotérmico se detiene antes de que comience la transformación bainítica), luego se enfría hasta producir 100% de martensita, Figura 4.2-6, con este tratamiento se produce martensita con menor riesgo de distorsiones distorsiones y fracturas por choque térmico.

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO 4.3. TEMPLABILIDAD DE LOS ACEROS 

La templabilidad templabilidad de un acero es la propiedad que determina la  profundidad y distribución distribución de la dureza producida por temple, i.e., es la facilidad para formar martensita dificultando la aparición de productos de transformación y depende de: 3. La comp composi osici ción ón quími química ca del del acer aceroo 4. Del tamañ tamañoo del grano grano aust austení eníti tico co 5. De la la estruc estructura tura del acero acero antes antes del del templ templee La templabilidad se determina usualmente por dos métodos: 3. Método Método Grossm Grossmann ann o del Diámetro Diámetro Crítico Crítico idea ideall 4. Mét Método odo Jom Jomiiny 1. Método de Grossmann o del Diámetro Crítico Ideal

Para aplicar este método se deben templar barras de acero de diferentes diámetros entre 0,5 y 2,5 in, en un cierto medio de temple, luego se examinan metalográficamente cortes transversales de éstas y la barra que contiene 50% de martensita en el centro define el diámetro crítico real, D0. D0 depende ciertamente del poder de extracción de calor  del medio de temple, por esta razón, se define como templeideal aquel en cual la temperatura de la superficie de la barra se enfría instantáneamente a la temperatura del medio enfriante, así se determina un diámetro crítico ideal, DI. La severidad del refrigerante se caracteriza por  un coeficiente H, el cual en el caso del temple ideal es infinito.

Por otra parte, mientras mayor sea D I, mayor será la templabilidad. Valores Típicos de H Agitación Ninguna

Medio de Temple Aceite

Agua

0,25 - 0,30

0,90 - 1,0

Moderada

0,35 - 0,40

1,2 - 1,3

Fuerte

0,50 - 0,80

1,0 - 2,0

Salmuera 2,0 5,0

1. Templabilidad Determinada por el Método Jominy El método Jominy para la medición de la templabilidad es hoy uno de los más empleados  por la facilidad de su ejecución y regularidad de resultados. Consiste en templar una probeta estandarizada, ( 1" de diámetro y 4" de largo, Figura 4.3-2), del acero en cuestión, previamente calentado a la temperatura de austenitización, enfriándola mediante un chorro de agua, también estandarizado, que sólo enfría su base inferior, Figura 4.3-3. Esta cara actúa como superficie templante que enfría la probeta longitudinalmente hacia su extremo superior sólo por conducción, obteniéndose así una gradación de velocidades de enfriamiento desde la máxima, en el extremo templado, a la mínima en el opuesto.

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

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

Como ya se mencionó, la templabilidad se ve afectada por: 

El tamaño tamaño de grano de la austenita Un grano muy fino tiene mucha área de  borde de grano que facilita la nucleación de ferrita y perlita, disminuyendo la

templabilidad del acero. Por otra parte, un grano grande de austenita no es deseable  por que reduce la ductilidad final del acero y aumenta la tendencia al agrietamiento en el temple, así pues, no es buena práctica hacer crecer el grano de la austenita.



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



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

Como ya se dijo, D I depende del % de C, del tamaño de grano de la austenita y del % de elemento de aleación, i.e.: DI = DI (%C, # ASTM austenita) * f 1 * f 2 *... * f n

donde: f = función del % del elemento de aleación i = 1, ..., n son los diferentes elementos de aleación Así, por ejemplo, para los aceros: 1040: 0,4% C y 0,6% Mn 4140: 0,4% C, 1,04% Mn,, 0,3% Si, 1,13% Cr, 0,15% Mo Ambos con # ASTM austenita = 8 De la Figura 4.3-7, se tiene: D I (1040) = 0,2 in y DI (4140) = 0,2 in, dado que ambos tienen el mismo % de C y tamaño de grano de austenita. Conjuntamente, de la Figura 4.3-8 se obtienen los factores de multiplicación de los distintos elementos.  



Para Acero 1040 fMn = 3

Para Acero 4140 fMn = 4,4

fSi = 1,15

fCr = 3,4

fMo = 1,6

Reemplazando tenemos que: Para acero 1040: D I = 0,2(in) * 3 = 0,6 (in) → es un acero poco templable. Para acero 4140: D I = 0,2(in) * 4,4 * 1,15 * 3,4 * 1,6 = 5,5 (in) → es un acero muy templable.

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

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO 4.4. REVENIDOS DE ACEROS TEMPLADOS 

La estructura martensítica obtenida por temple es muy dura y frágil. Mediante el revenido es posible aumentar significativamente su resistencia al impacto, aun cuando se disminuye la dureza. El revenido consiste en calentar una pieza templada por períodos del orden de 1 a 3 horas a temperaturas menores que la de austenitización. Como se muestra en la Figura 4.4-1, primero se calienta el acero a temperatura levemente inferior a la de austenitización A e1, luego es enfriado rápidamente, rápidamente, de modo de no topar la nariz de las curvas TTT,  para formar una estructura martensítica. martensítica. Posteriormente, el acero es recalentado a una temperatura inferior a A e1 para obtener la dureza deseada.

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

1. Cambios microestructurales producidos por revenido

Durante el proceso de revenido ocurren cambio microestructurales microestructurales debidos a reacciones en estado sólido. Las más importantes son: 1. Segr Segreg egac ació iónn de áto átomo moss de C 1. Preci Precipit pitac ación ión de carbu carburos ros

1. Descompo Descomposici sición ón de la austeni austenita ta reteni retenida da 1. Recuperac Recuperación ión y recrist recristaliz alizació aciónn de la matriz matriz ferríti ferrítica ca  No todas estas reacciones ocurren a la misma temperatura y en el mismo período de tiempo. Muchas de ellas suceden simultáneamente, esto determina que las microestructuras resultantes sean muy complejas. Segregación Segregación de átomos de carbono En la red cristalina martensítica de aceros de bajo carbono hay una alta densidad de dislocaciones. Los espacios intersticiales de esta red, cercanos a las dislocaciones proveen de sitios de energía menor para los átomos de carbono que la de posiciones intersticiales en la red normal. Así, cuando un acero martensítico de bajo carbono es revenido desde 25 a 100ºC, los átomos de carbono se redistribuyen hacia estos sitios de menor energía. En realidad gran parte de la redistribución de los átomos de C se realiza durante el enfriamiento en el rango r ango de temperatura donde se forma la martensita. 2. Para acero aceross de bajo bajo conteni contenido do de carbon carbono, o, menor menor a 0,2% 0,2% de C, la redistribución redistribución ocurre mayoritariamente, por  segregación segregación de los átomos de C hacia los defectos de la red, principalmente dislocaciones. 3. Para acero aceross con alto alto conten contenido ido de C, la redist redistribu ribución ción,, en este caso, ocurre por agrupación de precipitaciones. La fuerza impulsora de esta reacción es la disminución de la energía elástica total de la red cristalina. El número de sitios de dislocaciones de baja energía es mucho menor en aceros de alto carbono, esto determina que la segregación de carbono por este mecanismo sea muy reducida. Precipitación de carburos En aceros al carbono se han identificado tres tipos de carburos que difieren en composición química y estructura cristalina. 4. En revenid revenidos os entre entre 100 y 200°C, 200°C, en aceros aceros sobre sobre 0,2%C 0,2%C,, se produce precipitación de carburo , (composición (composición Fe2-3C, con una estructura cristalina HCP), el cual es metaestable y se disuelve a altas temperaturas. Los carburos ε se caracterizan por ser finos y muy pequeños,  por lo cual es necesario mucho aumento para observarlos, además precipitan según ciertos planos cristalográficos específicos, específicos, Figura 4.4-3 (a). Es importante destacar destacar el hecho que en aceros de bajo carbono, menos de 0,2% de C, estos carburos no precipitan.

5. Para revenido revenidoss entre entre 250 250 y 700°C, 700°C, preci precipita pita cementita, cementita, (composición Fe 3C y estructura cristalina cristalina ortorrómbica), Figura 4.4-3 (b). En un comienzo y con revenidos a menores temperaturas, 200 a 300ºC, la cementita aparece en forma de agujas, en cambio, para revenidos a mayores temperaturas, entre 400 y 700°C, las partículas de cementita crecen por coalescencia y toman forma esférica. Si el tiempo de revenido se prolonga mucho los carburos crecen demasiado y se pierde completamente la dureza del temple, se obtiene de esta forma una matriz de ferrita con partículas gruesas de cementita, llamada esferoidita, esferoidita, Figura 4.4-3 (c). 6. Existe Existe un un tercer tercer tipo de carbur carburo, o, denomi denominado nado carburo Hägg (Fe5C2, y estructura cristalina cristalina monoclínica), éste  precipita en algunos aceros de alto carbono revenidos entre 200 y 300ºC, es metaestable y de composición intermedia intermedia entre el carburo ε y la cementita.

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

El revenido a temperaturas entre 200 y 300°C produce transformación de esta austenita en bainita, esto explica el aumento de dureza en aceros de alto C para revenidos de baja temperatura, debido a que la bainita es más dura que la austenita. austenita. Sobre 350°C la pérdida de dureza es causada también por un efecto de recristalización. recristalización. 

Recuperación Recuperación y recristalización recristalización Es difícil determinar cuando comienza la recuperación de la estructura martensítica durante el recocido, pero se puede decir con certeza que lo afecta sobre los 400ºC. Durante la recuperación los bordes de las celdas y las dislocaciones se aniquilan mutuamente al azar, desarrollándose una estructura de grano fino. Después de largo tiempo a temperatura iguales o superiores a 600ºC, la martensita ya recuperada recristaliza, recristaliza, produciendo una estructura ferrítica, en la cual grandes partículas de Fe 3C se introducen en los borde de grano o entre ellos, Figura 4.4-5. 1. Fragilización por Revenido

Dos variedades de fragilización por revenido se han observado: 1. Fragili Fragilizaci zación ón de una una etapa etapa o fragili fragilizaci zación ón de los los 350ºC 1. Fragi Fragili lizac zación ión de dos etapa etapass Fragilización de una etapa Los mecanismos que causan la fragilización de una etapa no están muy claros, pero se cree que podría ser causado  por las impurezas del acero, ya que no se produce en aleaciones puras de bajo carbono como la 4340. Este tipo de fragilización afecta a aceros de baja aleación templados templados a martensita y luego revenidos r evenidos en el rango de 250 a 350ºC. Se caracteriza porque la dureza decrece continuamente, y la resistencia al impacto pasa por un mínimo, justo a los 350ºC, para luego remontar. Además,

la fragilización va acompañada de fractura  predominantemente  predominantemente intergranular, Figuras 4.4-6 y 4.4-7. Aspectos importantes de la fragilización de una etapa,  pueden ser resumidos como sigue: 2. La ocurre ocurrencia ncia de anoma anomalía líass en la la energí energíaa de impacto coincide con el comienzo de la  precipitación de cementita. 3. Este proceso proceso puede puede comenzar comenzar con con la precipit precipitació aciónn de P, N y posiblemente posiblemente S en los bordes de granos de la austenita previa, esta segregación sería esencial para la fractura intergranular que aqueja a la fragilización de una etapa. 4. Element Elementos os de aleac aleación ión como como el el mangan manganeso eso puede puedenn tener un efecto indirecto en la promoción de segregación de elementos de fragilización en los  bordes de grano. 5. Cuando Cuando por por el el revenid revenidoo comien comienza za a precipi precipitar  tar  cementita en los mismos bordes de grano de la austenita se incrementa la segregación de impurezas en éstos, debilitándolos y promoviendo la fractura intergranular.

Fragilización de dos etapas

Mientras la fragilización en una etapa ocurre en aceros martensíticos de alta resistencia,  por ejemplo: AISI 4340 y AISI 4140, la fragilización en dos etapas ocurre en aceros con menores tensiones de fluencia. Es causada por revenidos a altas temperaturas, entre 600 y 700ºC, seguidos de enfriamiento lento o cuando éstos aceros trabajan  permanentemente  permanentemente en el rango de 350 a 600ºC. Esta fragilización se atribuye a la segregación de impurezas en los bordes de grano, la que genera una fractura frágil de tipo intergranular. La fragilización por revenido tiene ciertas características, entre las que destacan las siguientes:  No ocurre en aceros al carbono, ni en aceros de aleación de alta pureza. La transición de temperatura dúctil-frágil es directamente proporcional proporcional a la concentración concentración de impurezas en los bordes de grano. La velocidad y cantidad de segregación de impurezas, y por tanto, la fragilización intergranular resultante, dependen de la composición total del sistema. Elementos de aleación pueden también segregar en los bordes de grano junto a las impurezas. Así, adiciones de Níquel (Ni), Manganeso (Mn), y Silicio (Si) promueven la fragilización causada, primariamente primariamente por Antimonio (Sb) y Fósforo (P), y secundariamente secundariamente por  Estaño (Sn) o Arsénico (As). Contrariamente, adiciones de Molibdeno (Mo), Titanio (Ti) y Zirconio (Zr) atrasan el inicio de la fragilización. Es reversible, puede ser eliminada calentando a temperaturas sobre 600ºC y luego enfriando rápido. Es interesante el hecho que la fragilización retorna si se mantiene a temperaturas temperaturas entre 350 y 550ºC.  





4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO 4.5. ENDURECIMIENTO SECUNDARIO 

Cuando aceros al carbono son revenidos, se observa que, si la temperatura a la cual se realiza este proceso es elevada entre 100 y 700ºC, ocurre una disminución disminución progresiva de la dureza que va acompañada con un incremento en la ductilidad. La formación de cementita y su engrosamiento gradual en la matriz ferrítica son las causas principales de los cambios en las propiedades mecánicas. Por lo tanto, reemplazando reemplazando la cementita por otros carburos más estables, estables, como por ejemplo carburos de Molibdeno y/o Tungsteno, el ablandamiento observado en estos aceros puede

reducirse significativamente y, si se agregan cantidades suficientes de elementos de aleación se producirá un incremento en la dureza en el rango de 500 a 650ºC; este reendurecimiento producto del revenido es llamado endurecimiento endurecimiento secundario. secundario. Los carburos de Mo y W son más estables que la cementita y se forman en su lugar si existe la suficiente energía de activación. La velocidad de crecimiento de estos carburos en martensita revenida es determinada principalmente por la energía de activación de la difusión de estos elementos en la ferrita. Como ésta es mucho más lenta que la de los átomos de carbono en aceros al carbono, los carburos producidos son más finos y su engrosamiento es lento. De este modo, la dureza de los aceros martensíticos revenidos es mucho más alta que la de aceros al carbono. El endurecimiento secundario secundario en aceros que contienen Mo, Figura 4.5-1, es causado por  una precipitación muy fina de partículas de Mo 2C, éstas refuerzan la ferrita alcanzando un máximo endurecimiento cerca de los 550ºC. El endurecimiento se debe  principalmente a la nucleación y crecimiento de pequeñas agujas de Mo 2C en las dislocaciones de la red formada al templar a martensita. De manera similar, el endurecimiento endurecimiento secundario en aceros que contienen contienen W es causado por una precipitación precipitación muy fina de partículas de W 2C. La morfología de la precipitación de Mo y W es similar, si bien difieren en tamaño y densidad de los precipitados, siendo menor la densidad de  partículas y mayor el tamaño y separación de las agujas en aceros que contienen W. Por  lo tanto, los aceros con W 2C son más blandos que sus similares con Mo 2C, ya que, los  primeros se engruesan más lentamente producto de la lenta difusión de los átomos de W. Las partículas de Mo y W, (Mo 2C y W2C), son muy estables a temperaturas hasta 600°C y por tanto, mantienen la dureza en herramientas de acero para trabajo en caliente o a alta velocidad que produce calor. Este tipo de acero se conoce como acero rápido. rápido. Además, a estos aceros se les agrega Vanadio (V), para aumentar la resistencia a la abrasión, Cromo (Cr), para reducir la oxidación y aumentar la dureza y a veces se les agrega Cobalto (Co), para elevar la temperatura temperatura de endurecimiento. endurecimiento.

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO 4.6. TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE ENDURECIMIENTO  SUPERFICIAL

Hay piezas que conviene endurecerlas sólo en la superficie, para que resistan el roce, pero su interior debe ser más blando para resistir  impactos. Para lograr esto existen varios procedimientos de uso habitual: 2. 3. 4. 5. 6.

Cem Cementa ntación Carb Carbon onit itru rura raci ción ón Nit Nitrura ruracción Nitr Nitrur urac ació iónn ióni iónica ca Temp Temple le por por ind induc ucci ción ón

Los cuatro primeros cambian la composición composición química de la superficie de la pieza: la cementación mediante la adición de C, la nitruración y la nitruración iónica iónica con la adición de N y la carbonitruración por la adición de C y de N. En cambio, la última no cambia la composición química del acero y es esencialmente esencialmente un método de endurecimiento poco  profundo. 1. Cementación o Carburización Carburización La cementación es un procedimiento en el cual un acero de bajo carbono, 0,2% C o menos, se austenitiza en una atmósfera o en un ambiente rico en C, el cual difunde hacia el interior de la  pieza, permitiendo a la austenita disolver altos porcentajes de éste. La temperatura usual de cementación cementación es cercana a los 950ºC y la profundidad de este tratamiento depende del tiempo y de la dureza deseada. Una vez obtenida la capa exterior rica en C, se endurece por temple. Cabe señalar que la cementación en lo  posible debe usarse en aceros en los cuales no pueda crecer  mucho el grano y se pueda templar directamente. Un acero cementado muestra las siguientes características : Dureza superficial

50 a 62 Rc

Contenido de C superficial

0.85 - 1%

Espesor Espesor carac característi terístico co capa capa cementa cementada da 2 - 20 mm

Es usual definir el espesor de cementación por la capa con dureza Rc > 50 El tratamiento completo de cementación varía de un acero a otro, por ello existen varios  procedimientos,  procedimientos, uno de los cuales es:   

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

En agua, los de la serie 10XX y 11XX En aceite, la gran mayoría, como por ejemplo los de las serie 15XX, 40XX, 4118, 4320



Los de enfriamiento lento, como son los 4320, 48XX, 4720, 8822.

1. Calentamiento adicional: adicional: en un rango de 790 a 870°C,  para producir difusión adicional del C y la redistribución de carburos. 1. Temple en agua o aceite 1. Revenido, Revenido, a temperaturas que oscilan entre 120 y 180°C Equipos para Cementación Equipos típicos para cementación son los siguientes: 2. Cajas: Cajas: se cementa con carbón que rodea a la pieza en un recipiente cerrado, el cual se calienta a la temperatura adecuada durante el tiempo requerido y luego se enfría con lentitud. Este equipo no se presta para alta  producción, siendo sus principales ventajas su economía, eficiencia y la no necesidad de una atmósfera preparada. 3. Gas: Gas: es más eficiente que el anterior, los ciclos son más controlados, el calentamiento más uniforme, es más limpio y requiere de menos espacio. La pieza se calienta en contacto con CO y/o un hidrocarburo, que fácilmente fácilmente se descompone a la temperatura de cementación El gas tiene una composición típica de: CO 20%, H 2 40% y N2 40%, pudiendo modificarse la composición de éste para controlar el potencial de C. 4. Líquido: Líquido: se cementa colocando las piezas en baños de mezclas de sales fundidas, (cianuro), (cianuro), de modo que el carbono difunde desde el baño hacia el interior del metal. Produce una capa más profunda, más rica en C y menos  N. Sus principales ventajas son: eliminación de oxidación,  profundidad de la superficie dura y contenido de C uniformes y gran rapidez de penetración; si bien posee ciertas desventajas como son: lavado de las piezas  posterior al tratamiento para prevenir la herrumbre, revisión de la composición del baño en forma periódica y alta peligrosidad de las sales de cianuro, dado que éstas son venenosas. 1. Carbonitruración Es un proceso de endurecimiento superficial superficial de carácter gaseoso, en él se calienta un acero en una atmósfera gaseosa de composición tal que el C y N se absorben simultáneamente, obteniéndose obteniéndose una capa superficial superficial muy dura. La atmósfera consiste en un "gas portador" enriquecido por gas natural, metano

o propano (que proporcionan el C), y por amoníaco (que entrega el N necesario). El proceso de difusión de C y N se realiza entre 815 y 870ºC y luego se templa en aceite, para disminuir la distorsión y el peligro que se produzcan fisuras. El espesor de capa carbonitrurada es menor a 0,5 mm. Así por  ejemplo, capas de 0,15 a 0,40 mm se obtienen con tiempo de carbonitruración carbonitruración que van de 1/2 a 3 horas a una temperatura de 815 °C. 2. Nitruración Es un proceso para endurecimiento superficial de aceros aleados en una atmósfera constituida por una mezcla en proporciones adecuadas de gas amoníaco y amoníaco disociado. La efectividad de este proceso depende de la formación de nitruros en el acero  por la reacción del N con ciertos elementos de aleación,  principalmente Al, Cr y Mo. El N difunde en el acero y forma nitruros complejos. Las piezas que se nitrurarán se colocan en un recipiente hermético a través del cual se proporciona continuamente la atmósfera de nitruración, mientras que la temperatura se eleva y mantiene sobre los 500ºC. Se efectúa en hornos estancos calentados calentados entre 500 y 550°C, en los cuales se genera una circulación de amoníaco. Por lo general es conveniente rectificar  la pieza luego de la nitruración. Se obtienen capas de 0,1 a 0,5 mm de espesor y de alta dureza, 70 Rc. El proceso toma largo tiempo, tiempo, (20 a 60 hrs) y depende de la  profundidad de la superficie dura deseada. Las propiedades logradas con este tratamiento son: 1. 2. 3. 4.

Resi Resist sten enci ciaa al desg desgas aste te Resist Resistenc encia ia a la la corr corrosi osión ón Esca Escasa sa defo deform rmac ació ión. n. Aumento Aumento del del límite límite de duración duración a la la fatiga fatiga a causa causa de de una cierta compresión superficial producida

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

nitruración convencional. 2. Temple por inducción Es un proceso de endurecimiento de acero en el cual las superficies de las piezas se calientan rápidamente a temperatura de austenitización mediante inducción electromagnética, (con un diseño adecuado del inductor, se puede confinar el calor a áreas  pequeñas). Una vez alcanzada la temperatura de austenitización se aplica una ducha de agua fría que produce el temple. El principio del calentamiento por inducción es el siguiente: una  bobina que conduce una corriente de alta frecuencia rodea o se coloca sobre la pieza, se inducen así corrientes alternativas y loops de histéresis que generan rápidamente calor en la superficie. Las corrientes inducidas de alta frecuencia tienden a viajar por la superficie del metal, por tanto, es posible calentar una capa poco  profunda del acero sin necesidad de calentar el interior del material. material. La profundidad profundidad del calentamiento calentamiento depende de la frecuenciade la corriente, corriente , la densidad de potencia y el tiempo de aplicación de ésta. Mientras mayor es la frecuencia, menor es la profundidad calentada, de forma que: altas potencias (100 kHz a 1 Mhz), y tiempos cortos (en segundos), calientan espesores de 0,25 mm; en cambio, potencias menores (25 kHz), y tiempos más largos calientan espesores de 10 mm. Se utiliza en aceros al carbono, con contenido medio de C, en éstos produce superficies endurecidas delgadas. También se  puede utilizar en aceros aleados; los aceros de baja aleación se endurecen fácil y superficialmente mediante este método; en cambio, los aceros altamente aleados son más lentos y pueden necesitar de un aumento de temperatura para lograr la estructura deseada, sin embargo, como el calentamiento mediante este método es muy rápido, se pueden calentar sin peligro de crecimiento excesivo de grano. Las piezas de aceros endurecidas mediante este procedimiento sufren menor distorsión total que si se las hubiese templado luego de calentarlas en un horno. La microestructura del acero antes del templado por inducción es importante para determinar el ciclo de calentamiento que se utilizará, así por ejemplo, las estructuras que después del templado y revenido tienen carburos pequeños y uniformemente dispersos se austenitizan más fácilmente,  pudiéndose obtener superficies endurecidas de poca profundidad y de máxima dureza superficial mediante grandes velocidades de calentamiento.

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

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO 4.7. ACEROS DE HERRAMIENTAS  Hay diversos tipos: (W) : contienen solamente 2. Aceros de endurecimiento en Agua, (W): C en % entre 0.6 y 1.4, se usan en general como herramientas de corte o cuchillos. 3. Aceros resistentes a impactos, (S): (S) : se usan en herramientas que están sometidas a impacto y por tanto deben tener buena tenacidad, es decir, resistencia al impacto. No necesariamente deben alcanzar máxima dureza. Este tipo de acero contiene típicamente: típicamente: 0.5% C, 0.5% Mo, 1.5% Cr, 2% Si. 4. Aceros para trabajo en frío, templables en aceite: aceite : son muy utilizados utilizados para herramientas herramientas de trabajo en frío y matrices, donde la resistencia al desgaste y resistencia al impacto son muy importantes. importantes. Un acero muy conocido es el O1: 0.9% C, 0.5% W, 0.5% Cr, 1% Mn. 5. Aceros para trabajo en frío, templables al aire: aire: son utilizados  para aplicaciones donde se requiere excepcional resistencia al impacto y buena resistencia a la abrasión, como por ejemplo en matrices de estampado, de extrusión y de trefilación. Un acero típico es el A2, sus aleantes son: 1% C, 1% Mo, 5% Cr. 6. Aceros para trabajos en caliente, tipo H : estos aceros mediante endurecimiento secundario, mantienen la dureza a alta temperatura. Es típico su uso en herramientas y matrices. 7. Aceros base Cromo, H10: H10 : 0.4% C, 2.5% Mo, 3.25% Cr, 0.4% V 8. Aceros base Tungsteno, H21: H21 : 0.35% C, 9% W, 3.5% Cr  9. Aceros base Molibdeno, H42: H42 : 0.6% C, 6% W, 5% Mo, 4% Cr, 2% V 10. Aceros rápidos, Tipo T y M: M : son aceros altamente aleados, usados para cortes de alta velocidad. Deben mantener resistencia a alta temperatura y resistir al desgaste a esas temperaturas para mantener bordes afilados. Desarrollan carburos de tungsteno y molibdeno para mantener resistencia a alta temperatura. 11. Tipo T (Tungsteno), T1: T1: sus elementos aleantes son: 0.75% C, 18% W, 4% Cr y 1% V, es utilizado en la fabricación fabricación de brocas, matrices, escareadores. 12. Tipo M (Molibdeno), M1: M1: 0.85% C, 1.5% W, 8.5% Mo, 4% Cr, 1% V.

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

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

o o o o o

Bajo peso específico, esto es de gran interés en aviación y tecnología aerospacial. Algunas aleaciones logran alta resistencia Buena conductividad eléctrica y térmica Alta reflectividad de la luz y el calor  Resistente a la corrosión en diversas condiciones  No es tóxico

o o

Se puede fundir fácilmente Se pueden dar muchas terminaciones superficiales, lo cual le da un atractivo decorativo

Clasificación y Designaciones Las aleaciones destinadas a deformación en frío o caliente se designan en forma normalizada de la siguiente manera de acuerdo a "Aluminum Standards and Data", Aluminum Association Inc. 1976: Aleación: X1 X2 X3 X4 donde: 

X1 caracteriza el principal elemento de aleación 1 → Al ≥ 99% 2 → Cu 3 → Mn 4 → Si 5 → Mg 6 → Mg y Si 7 → Zn 8 → Otros





X2 indica una aleación modificada respecto de la original, de este modo si X2 = 0, indica la aleación original. X3 y X4: dependen de la serie, de esta forma se tiene que: Para la serie 1XXX, X 3 y X4 implican 99, donde X 3 X4 indican el % de Al. Para las series 2 a 8, estos dígitos no tienen un significado muy preciso, sólo diferencian aleaciones.

Designación del Estado del material F : (as fabricated), no se dan límites a las propiedades mecánicas. O : Recocido y recristalización H : Endurecido por deformación deformación T : Tratado térmicamente El endurecimiento H se puede subdividir: HX 1X2X3, donde: 

1 es solo solo endu endure reci cido do por  por 

deformación X1 :

2 endu endure reci cimi mien ento to por  por  deformación + recosido parcial 3 endu endure reci cimi mien ento to por  por  deformación + estabilización a  baja temperatura



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

representa las variaciones del endurecimiento indicado por X 2. Las especificaciones del tratamiento térmico se indican por T X: 



     

X3 :

T1 : Producto enfriado desde la temperatura temperatura de fabricación, fabricación, y luego envejecido naturalmente T3 : Solución, trabajada en frío y con envejecimiento natural T4 : Solución con envejecimiento natural T5 : igual a T 1, pero con envejecimiento artificial T6 : igual a T 4, pero con envejecimiento artificial T7 : Solución y estabilizado T8 : Solución, trabajado en frío y con envejecimiento artificial

5. ALEACIONES DE ALUMINIO 5.1. Aluminio Puro Comercial 

Tiene 99,30 a 99,70% de Al. La mayor pureza se utiliza en conductores eléctricos. Es blando, dúctil, conformable y soldable. Se pueden dar  terminaciones superficiales de distintos tipos y tiene buena resistencia a la corrosión. Típicas inclusiones que se observa en el aluminio puro son: FeAl 3 y Si Propiedades Mecánicas Típicas Tipo 1100

Dureza

UTS (psi)

YS (psi)

% Elongación

0

13000

5000

35

H 14

18000

17000

9

H 18

24000

22000

5

5. ALEACIONES DE ALUMINIO

5.2. Aleaciones Al - Mn, Serie 3XXX  Si se agrega un 1,2% de Mn, lo que corresponde a la serie 3XXX, la

matriz de aluminio se endurece por solución sólida y por una fina dispersión de precipitados (Mn, Fe)Al 6. La UTS llega a 6 Kpsi y el % de elongación es del 20 %.

5. ALEACIONES DE ALUMINIO

5.3. Aleaciones Al - Mg, Serie 5XXX  En general estas aleaciones contienen 1 a 5 % de Mg. Si bien la forma del diagrama de fases se presta para endurecimiento por precipitación, este endurecimiento es significativo solo para % Mg > 7. La mayor cantidad de Mg queda en solución sólida y sobre 3,5% de Mg precipita Mg 2Al3 a baja temperatura.

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

Grado

UTS (psi)

YS (psi)

% Elongación

5456

0

45000

23000

24

(5,1% Mg)

H323

51000

38000

10

5. ALEACIONES DE ALUMINIO

5.4. Aleaciones Aluminio - Cobre, Serie 2XXX  El cobre es uno de los más importantes elementos de aleación del Al por  que produce considerable endurecimiento por solución sólida y también  por envejecimiento. Algunas aleaciones Al-Cu típicas son las siguientes: 4. 2011: 2011: 5,5% Cu; 0,4% Bi y 0,4% Pb 5. 2025: 2025: 4,5% Cu; 0,8% Cu; 0,8% Si; se usa para piezas de forja y  productos para aviación. 6. 2219: 2219: 6,3% Cu; 0,3% Mn; 0,06% Ti; 0,1% V; 0,18% Zr; se usa  principalmente para piezas para aviación.

En general el porcentaje de Cu es cercano al máximo que puede disolverse en solución sólida a 548°C, esta solubilidad baja fuertemente al descender la temperatura hasta la temperatura ambiente, la característica antes mencionada hace posible el endurecimiento por   precipitación o envejecimiento.

5.4.1. Endurecimiento por precipitación de una aleación Al - 4%Cu 1. Tratami Tratamiento ento de soluc solución: ión: se alcan alcanza za región región α a 515 °C 2. Temple Temple rápido rápido a tempera temperatura tura ambien ambiente te o menor; menor; es importa importante nte que este enfriamiento sea realizado rápidamente para evitar  cualquier precipitación de CuAl 2 La precipitación de la segunda fase sigue 5 etapas secuenciales las que se detallan a continuación: 3. Solución sobresaturada sobresaturada 4. Zonas Guinier-Preston, GP1: GP1 : Luego de envejecer 16 horas a 130°C se forman placas, discos, GP1, estos son paralelos al plano {100} de la matriz FCC, estas placas tienen 100 Å de diámetro y unos pocos átomos de espesor, 4 a 6 Å. Se observan con microscopio microscopio electrónico, electrónico, (x10 6), por los campos de deformaciones deformaciones en torno a ellos. Estas zonas GP1 impiden el movimiento de dislocaciones, aumentan la dureza y bajan la ductilidad. No se conoce bien su estructura cristalina, pero si se sabe que su % Cu es < que 17. 5. Zonas GP2: GP2: Estas zonas son también coherentes con los planos {100} de la matriz. A medida que pasa el tiempo, éstos se van engrosando a dimensiones dimensiones típicas, como son: 100 a 1000 Å de diámetro y 10 a 40 Å de espesor. Su estructura cristalina es tetragonal con c igual a 8,08 Å y a igual a 7,65 Å, además poseen

un %Cu < 17. Las zonas GP2 aumentan aun más la dureza del material. 6. Fase ': Cuando se forma la fase θ ' ya se produce sobreenvejecimiento. Es importante destacar el hecho que θ ' no se genera a partir de GP1 o GP2, sino que nuclea heterogéneamente en dislocaciones y no es coherente con la matriz. Su tamaño depende del tiempo de envejecimiento y varía entre 100 y 6000 Å de diámetro y entre 100 y 150 Å de espesor. Su estructura cristalina tetragonal. 7. Fase : Cuando el envejecimiento se realiza a alta temperatura, 190°C, y por tiempos prolongados se produce la fase de equilibrio θ , CuAl2, ésta es incoherente con la matriz y tiene una estructura cristalina tetragonal centrada en el cuerpo con c igual a 4,87 Å y a igual a 6,07 Å. Su presencia produce sobreenvejecimiento o reblandecimiento.

La Figura 5.4-2 muestra la relación entre temperatura y tiempo de envejecimiento envejecimiento con la dureza adquirida. El envejecimiento envejecimiento a menor temperatura toma tiempos más  prolongados, pero permite alcanzar mayores durezas, debido a que hay más abundante nucleación de precipitados que no alcanzan a crecer mucho. La Figura 5.4-3 muestra la secuencia de formación de fases en función del tiempo y de la temperatura. Estas aleaciones pueden endurecerse aún más si luego del temple se deforman en frío y luego se envejecen, (estos tratamientos se denominan T81 y T87). Esto se debe a la mayor densidad de dislocaciones que se introducen por la deformación en frío, lo cual genera una mayor cantidad de puntos de nucleación para la segunda fase, lográndose así una más abundante nucleación. nucleación. Las modificaciones modificaciones microestructurales microestructurales producidas por el envejecimiento envejecimiento precedido por deformación en frío se muestran en la Figura 5.4-4. Las siguientes propiedades mecánicas se pueden lograr con los diversos tratamientos de envejecimiento:

Aleación

Tratamiento

UTS (psi)

YS (psi)

% de Elongación

2011

T3

55000

43000

15

2011

T6

57000

39000

17

2011

T8

59000

45000

12

2219

0

25000

10000

20

2219

T31

54000

36000

17

2219

T62

60000

42000

10

2219

T87

69000

57000

10

5. ALEACIONES DE ALUMINIO

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

→

Zonas GP

→

(Al2CuMg)'

→

( S )'

(Al2CuMg) (S)

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

Tratamiento

UTS (psi)

YS (psi)

% de Elongación

2014

0

27000

14000

18

2014

T4

62000

42000

20

2014

T6

70000

60000

13

2224

0

27000

11000

20

2224

T3

70000

50000

18

2224

T4

68000

47000

20

2224

T6

69000

57000

10

2224

T86

75000

71000

6

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

5. ALEACIONES DE ALUMINIO

5.6. Otras aleaciones endurecibles por precipitación Hay otras aleaciones endurecibles por precipitación, entre ellas podemos destacar: 1. Serie 6XXX, Al-Mg-Si Con esto se logra alta resistencia mecánica 45 a 57 kpsi con un tratamiento T6. Además tienen buena resistencia a la corrosión, este aspecto es importante por que las aleaciones endurecidas por   precipitación tienen menor resistencia a la corrosión que el aluminio puro, pues se forman corrientes de corrosión entre los  precipitados y la matriz.

2. Serie 7XXX, Al- Zn-Mg Contienen 4,8% Zn y 1 a 3% Mg. Estas aleaciones desarrollan las más altas resistencias mecánicas de las aleaciones comerciales de aluminio. Una aleación muy conocida es la 7075, ésta contiene como elementos aleantes aleantes 5,6% Zn, 2,5% Mg, M g, 1,6% Cu y 0,3% Cr. La secuencia de precipitación es: 1. Zona Zonass GP GP (co (cohe here rent nte) e) 1. (MgZn2) (semicoherente) 1. n (MgZn2) (incoherente) (incoherente)

5. ALEACIONES DE ALUMINIO

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

4. Aleac Aleacion iones es Al-Si. Al-Si. Son las aleaciones de más importancia para piezas fundidas, tienen alta fluidez, por lo que es fácil de alimentar los moldes con ella. Además el Si no reduce la resistencia a la corrosión del Al puro. El diagrama de fases es un simple eutéctico. Las aleaciones aleaciones más importantes son la 443 (5,3% Si) y la 413 (12% Si). Las partículas de Si se refinan al agregar Na en pequeña proporción, alrededor de 0,025%, así por ejemplo al agregar Na a una aleación de 7% Si, la UTS pasa de 6 a 10%, y al refinar el Si, el Na mejora la alimentación del aluminio en el molde. 4. Aleac Aleacion iones es Al-MgAl-Mg-Si Si Se puede aumentar la resistencia mecánica de los anteriores, si se agrega 0,35% de Mg. El Mg produce un cierto envejecimiento por precipitación. En estas aleaciones hay que disminuir su contenido de fierro, ya que éste forma agujas, espadas, de Fe 2Si2Al9, aquí el Fe reduce drásticamente la ductilidad de 14% a 1% y la UTS de 31 a 11 kpsi.

6. ACEROS INOXIDABLES

Hay una gran variedad de aceros inoxidables, pero todos tienen como característica común el tener menos de un 11,5% de Cromo, (Cr). Los aceros inoxidables inoxidables se usan por  su resistencia a la corrosión , su resistencia a la oxidación y su aspecto agradable. Hay 5 grupos de aceros inoxidables, inoxidables, trataremos en mayor profundidad sólo los tres  primeros: Ferríticos : 12 a 30 % Cr y bajo C. Martensíticos: Martensíticos: 12 a 17 % Cr, 0.1 a 1 % C. Austeníticos : 17 a 25 % Cr y 8 a 20 % Ni. Aleaciones Duplex : 23 a 30 % Cr, 2.5 a 7 % Ni, adiciones adiciones de Ti y Mo. Aleaciones endurecibles por precipitación, precipitación, pueden tener base austenita o martensita, martensita, con adiciones de Cu, Ti, Al, Mo, Nb ó N. La Metalurgia Física de los aceros inoxidables se puede analizar mejor a partir de los diagramas de fases binarios: Fe-Ni, Fe-Cr, Cr-Ni y del diagrama ternario: Fe-Cr-Ni.     

6. ACEROS INOXIDABLES

6.1. Diagrama de fases 6.1.1. Diagrama Fe-Cr 6.1.2. Diagrama Fe-Ni 6.1.3. Diagrama Cr-Ni

6. ACEROS INOXIDABLES

6.1. Diagrama de fases 6.1.1. Diagrama Fe-Cr El Cr estabiliza la ferrita y expande su campo, reduciendo el campo de austenita (FCC) a un pequeño loop, ver Figura 6.1-1. Por otra parte la adición de C ó N, los que son estabilizadores de la austenita, expanden el loop de ésta y, por consiguiente, aumentan fuertemente fuertemente la solubilidad del Cr en la austenita, austenita, Figura 6.1-2, 6.1-3 y 6.1-4. Los diversos tipos de carburos que precipitan se denominan: • • •

k c = (Cr,Fe)3 C k 1 = (Cr,Fe)23 C6 k 2 = (Cr,Fe)7 C3

Se debe notar que en estos diagramas de fases Fe-Cr-C, hay regiones de tres fases, por  ejemplo: α + γ  + k 1, esto es posible dado que el diagrama es ternario, así aplicando la regla de las fases de Gibbs tenemos: L = C + 1 - ∅ , para C = 3 se tiene: L = 4 - ∅ Por lo tanto, las tres fases pueden coexistir a diferentes diferentes temperaturas, en contraste con los diagramas binarios en los cuales tres fases distintas pueden coexistir, pero a una temperatura fija. El diagrama de fases de la Figura 6.1-1, presenta en su región interior una zona donde se pueden distinguir tres nuevas fases, estas son σ , α y α `. La fase σ , FeCr, posee una estructura tetragonal con 30 átomos por celda unitaria, esta fase se forma muy lentamente lentamente entre los 800ºC y los 600ºC, tiene un rango de composición composición entre 46 y 53% de Cr. Además, a temperaturas temperaturas por debajo de los 520ºC las fase σ se descompone en α+ `, mediante una transformación eutectoide bastante lenta.

6. ACEROS INOXIDABLES

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

Es importante destacar el hecho que el Ni extiende el campo de la fase austenítica, así por ejemplo a 30% Ni el campo de austenita va de 500 a 1450 °C. Cuando se enfría este acero desde el campo austenítico, la transformación γ  →α es muy lenta, por lo tanto, se puede obtener austenita con un alto grado de sobreenfriamiento lo que  proporciona la fuerza impulsora para la transformación transformación martensítica. La temperatura M s baja fuertemente con el % de Ni: %Ni

Ms (ºC)

20

200

30

0

34

- 220

6. ACEROS INOXIDABLES

6.1. Diagrama de fases 6.1.3. Diagrama Cr-Ni

El diagrama Cr-Ni se muestra en la Figura 6.1-6. En lo que respecta a los aceros inoxidables, una de las características más destacables es el gran campo de fase γ  ., así  por ejemplo, se puede disolver hasta 50 % de Cr en Ni (FCC) a 1350°C. A temperaturas menores de 500°C los diagramas binarios presentan incertidumbres, incertidumbres, que ciertamente ciertamente se trasladaban trasladaban al diagrama ternario Fe-Cr-Ni. En la Figura 6.1-7 se muestra un corte horizontal de un típico diagrama ternario a 650°C. Los porcentajes (%) de cada elemento se representan en las aristas del triángulo

exterior, correspondiendo el 100% de cada elemento a cada uno de los vértices. Fracciones intermedias de un elemento se leen según líneas paralelas a la arista opuesta al vértice del respectivo elemento. elemento. Se debe notar que los bordes entre regiones de diferentes fases son superficies, por tanto la isoterma a 650°C indica los cortes de este  plano horizontal a dichas superficies. La temperatura se gráfica en un eje perpendicular  al papel. A la vez, es útil la información que se desprende de cortes verticales, paralelos a una de las aristas, de estos diagramas. Estos cortes indican las fases presentes a diferentes temperaturas temperaturas para un porcentaje, porcentaje, (%), fijo de uno de los elementos. La Figura. 6.1-8 muestra secciones verticales verticales del diagrama Fe-Cr-Ni para diferentes (%) fijos de Cr.

6. ACEROS INOXIDABLES

6.2. Aceros Inoxidable Ferríticos (serie 4XX) Composiciones típicas Nombre

% Cr

%C

405

13

0.08

430

17

0.12

446

25

0.20

% Mo

%Al 0.2

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

Son atractivos porque proporcionan buena resistencia a la corrosión líquida y a la oxidación a alta temperatura y son más baratos que los austeníticos, además de poseer   buena resistencia a la corrosión tipo pitting y a la corrosión bajo tensión. Sin embargo tienen varias limitaciones, las que detallaremos a continuación: Su formabilidad en estirado es pobre, tienen bajo coeficiente de acritud "n" y moderada deformación uniforme. Tiene una fuerte baja de la resistencia al impacto al disminuir la temperatura, (Figura 6.2-1). La temperatura temperatura de transición dúctil-frágil dúctil-frágil disminuye fuertemente al disminuir el % de C. Es sensible a las entalladuras.  Normalmente se usan recocidos, en este estado sus propiedades típicas son : 





YS

40 - 50 Ksi

276 - 345 MPa

UTS

65 - 80 Ksi

450 - 552 MPa

% de Elongación

20 - 30%

Este acero recocido consiste en matriz de ferrita con partículas de carburo dispersas, (Figura 6.2-2) 6.2.1. Fragilización Esta se puede producir por tres causas: 

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



Formación de Fase : Cuando aceros inoxidables Fe-Cr con contenido contenido de Cr entre 15% y 70%, se calientan por largos  períodos de tiempo entre 500 y 800°C precipita la fase α . Tanto la precipitación de fase σ como de α son lentas, éstas no ocurren en el curso de un proceso de soldadura o durante tratamientos térmicos normales. El tiempo para iniciar la formación de la fase σ , a 600°C, varía con el % de Cr: 24 % Cr: 800 min 31 % Cr: 100 min 33 % Cr: 40 min   



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

6. ACEROS INOXIDABLES

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

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

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

Estos aceros pueden ser templados y revenidos para lograr tensiones de fluencia en el rango de 550 a 1860 MPa. El contenido de Cr les da gran templabilidad, esto permite que puedan ser templados al aire, aún en secciones grandes. El más usado de los aceros inoxidables martensíticos es el 410, (su composición típica es: 11.5 a 13.5 %Cr y 0.15 %C como máximo). El diagrama de enfriamiento isotérmico isotérmico típico se muestra en la Figura 6.3-1. El revenido debe evitar el rango de temperatura entre 440 y 540°C, esto porque se produce una fuerte reducción de la resistencia al impacto, la que coincide con un endurecimiento secundario, esta fragilidad se atribuye a la morfología del carburo antes que a los fenómenos de segregación (Figuras 6.3-2 y 6.3-3).

Esta tendencia a la fragilidad se reduce agregando pequeñas cantidades de Nb, el que afecta la nucleación de Cr 23C6 y además produce refinación del grano. En condiciones de recocido la microestructura de la aleación 410 consiste en una matriz equiaxial equiaxial de granos de ferrita con carburos dispersados aleatoriamente, aleatoriamente, Figura 6.3-4. En condiciones de templado al aire y revenido la estructura de esta aleación consiste en martensita con precipitado de partículas de carburo, Figura 6.3-5.

La microestructura de la aleación 440C templada al aire presenta endurecimiento debido a precipitación de carburos gruesos (Fe, Cr) en una matriz martensítica, martensítica, Figura 6.3-6. La resistencia a la corrosión de los aceros inoxidables martensíticos es relativamente  pobre en comparación con los austeníticos austeníticos y ferríticos. ferríticos. La mayoría de los aceros inoxidables inoxidables martensíticos contienen contienen sólo el mínimo requerido de Cr (12%) para su  pasividad en ambientes ambientes húmedos, ya que si se añadiera más Cr se promovería la formación de ferrita a expensas de la austenita, la cual es necesaria para la formación de la martensita. Sólo cantidades limitadas de otros aleantes, como Ni, pueden ser  adicionadas esto debido a que la transformación de austenita a martensita se ve inhibida.

En desmedro de la soldabilidad y de la resistencia al impacto, la resistencia a la tracción de los aceros inoxidables al Cr puede incrementarse aumentando el % de C: 0,2% para el 431; 0,6-0,75% para el 440A; 0,75-0,95 % para el 440B; 0,95-1,2 % para el 440C. Un uso interesante para el acero 440C es la fabricación fabricación de herramientas de corte que requieren resistencia resistencia a la corrosión.

6. ACEROS INOXIDABLES

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

% Cr

% Ni

%C

% Mn

302

17-19

8-10

0.15

2.0

304

18-20

8-10

0.08

2.0

310

24-26

19-22

0.25

2.0

316

16-18

10-14

0.08

2.0

304L

18-20

8-10

0.03

2.0

316L

16-18

10-14

0.03

2.0

% Mo

2.3

2-3

Este tipo de acero inox. posee una estructura austenítica a temperatura ambiente después de un recocido a alta temperatura, esto es debido principalmente al efecto estabilizador  del Ni sobre la austenita. El Ni amplía la región donde la austenita es estable, además de  bajar la temperatura M s. Debido a su estructura FCC son no magnéticos y poseen alta resistencia al impacto a  bajas temperaturas. Por ser de una sola fase son fácilmente soldables, además, debido a esto su tensión de fluencia es baja y pueden ser endurecidos sólo por trabajo en frío o

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

Estos aceros tienen la mejor  resistencia a la corrosión, corrosión , a medida que el ambiente es más corrosivo, (por temperatura o por ácidos más fuertes), se utilizan aceros inoxidables con mayores cantidades de elementos de aleación, un ejemplo de esto es el AISI 304. La adición de 2% de Mo aumenta resistencia a la corrosión por pitting, pitting , AISI 316. En la Figura 6.4-3 se puede observar que un acero de 18%Cr y 8%Ni cuando se enfría lentamente desde 1050°C, en un rango de 850°C y 400°C sufre abundante precipitación de carburos de Cr en los bordes de granos. El Cr a estas temperaturas tiene baja velocidad de difusión; por tanto la región vecina a los bordes de grano se vacía de Cr y queda sensible a la corrosión intergranular. intergranular . El tratamiento tratamiento térmico correcto es recocer  entre 1120 y 1050°C para disolver todos los carburos y luego enfriar rápido, (al aire o al agua), para evitar la precipitación de carburos. Sin embargo, si este acero se calienta nuevamente a 600°C durante dos horas por ejemplo, se produce una precipitación continua de carburos en los bordes de grano, lo que es muy perjudicial. Para solucionar el problema de la precipitación de carburos de Cr hay dos soluciones soluciones  posibles :    

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

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

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

7. Cobre y sus Aleaciones

7.1. Obtención y Tipos de Cobre El cobre se obtiene a partir de minerales sulfurados sulfurados (80%) y de minerales oxidados (20%), los primeros se tratan de pirometalurgia y los segundos de hidrometalurgia. El proceso de tratamiento de los sulfuros se puede resumir de la siguiente forma: • • • • • • • •

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

7. Cobre y sus Aleaciones

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

7. Cobre y sus Aleaciones

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

7. Cobre y sus Aleaciones

7.1. Obtención y Tipos de Cobre 

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

7. Cobre y sus Aleaciones

7.1. Obtención y Tipos de Cobre 

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

7. Cobre y sus Aleaciones

7.1. Obtención y Tipos de Cobre 

Fusión-conversión. Fusión-conversión. Los procesos de fusión-conversión de concentrados de cobre pueden considerarse químicamente como una progresiva oxidación del hierro y del azufre contenidos en el concentrado según las siguientes reacciones: 1) FeS (l) + Cu2O (l) → Cu2S (l) + FeO (l) 2) Cu2S (l)+ 2 Cu2O (l)→ 6 Cu (l)+ SO2 (l) Las principales alternativas establecidas a escala industrial para Reverbero , efectuar la fusión de concentrados son el Horno de Reverbero, Figura 7.1-11, y la Fusión Flash, Flash, Figuras 7-1-12 y 7.1-13. En la fusión flash el concentrado se suspende en gas oxidante mediante fusión y conversión parcial del concentrado, por reacción r eacción en el oxígeno en la llama flash. Por otra parte, el horno de reverbero es un tipo de bath smelting en que el concentrado se funde agregándolo a un baño fundido. En este último se separan la escoria , que es la capa superior de menor densidad, del eje o mata, que es la capa inferior más pesada que contiene el cobre y los metales nobles, contiene 40 a 50% de cobre.

7. Cobre y sus Aleaciones

7.1. Obtención y Tipos de Cobre 

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

7. Cobre y sus Aleaciones

7.1. Obtención y Tipos de Cobre 

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

7. Cobre y sus Aleaciones

7.1. Obtención y Tipos de Cobre 

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

ánodos se disuelven y pasan a la solución y de allí los cátodos iniciales toman iones de cobre engrosándose. Así, en un  período aproximado aproximado de 14 días se forman cátodos de cobre con  pureza de 99,95% los cuales pesan aproximadamente 135 kg. El cátodo es el principal producto comercial y se vende como tal.

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

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

7. Cobre y sus Aleaciones

7.1. Obtención y Tipos de Cobre 7.1.1. Tratamiento de Minerales Oxidados

Los minerales son reducidos de tamaño por chancado y molienda. En la fase siguiente el cobre es separado de los minerales que lo contienen, mediante lixiviación. Se deposita el mineral en grandes recipientes con una solución de ácido sulfúrico, el cual va lentamente disolviendo el cobre e incorporándolo a la solución como sulfato de cobre. Como resultado de la lixiviación se obtiene por una parte mineral sólido con muy poco cobre, llamado ripio, el cual luego de un lavado se lleva a botaderos, y por otra parte, una solución rica en cobre, 40 gr. de Cu/lt. Hay diversos métodos para extraer el cobre de la solución lixiviada, los más usados en Chile son: 1. Cementación: Cementación: usado principalmente en la pequeña y mediana minería, consiste en colocar la solución de lixiviación lixiviación en contacto con chatarra de hierro. El hierro reemplaza al cobre en la solución y éste precipita como  polvo fino llamado cemento de cobre . La solución con sulfato de hierro y sin cobre se descarta. 2. Precipitación Electrolítica Electrolítica:: aplicada en la gran minería. Las soluciones enriquecidas por lixiviación son llevadas a una serie de estanques electrolíticos dispuestos en forma de cascada. Cada estanque contiene ánodos de plomo antimonal, (polo positivo), y cátodos iniciales, éstas son láminas delgadas de cobre electrolítico, que son engrosadas por el proceso y conforman el polo negativo. Los ánodos y cátodos son colocados en forma alternada de manera tal, que siempre quede un cátodo entre dos ánodos insolubles. Al pasar la corriente por la solución entre ánodo y cátodo, se deposita cobre sobre el cátodo o lámina inicial, mientras que en el ánodo se desprende oxígeno y se genera el ácido sulfúrico. En cinco días el cátodo adquiere unos 70 kg. y su pureza es de 99,2 a 99,4% de Cu. La solución, solución, pobre en cobre y rica en ácido sulfúrico, puede ser sacada del baño y retornada a la  planta de lixiviación. Tal como en el caso de los minerales sulfurados, el cátodo puede ser refundido y refinado en un horno de reverbero, elevándose elevándose su  pureza a 99,96% de Cu, este cobre se moldea en forma de wirebars u otras formas comerciales. comerciales. La Figura 7.1-23 muestra un diagrama del ciclo de fabricación de los minerales y chatarras de cobre hasta los productos acabados.

7. Cobre y sus Aleaciones

7.2. Cobre Puro en Productos Comerciales

Los procesos de colada introducen oxígeno al cobre. La unidad utilizada para indicar su cantidad es "partes por millón" (ppm), donde 100 ppm = 0,01%. El oxígeno produce  partículas  partículas de Cu 2O, que aparecen como glóbulos dispersos en el cobre, Figura 7.2-1.

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

forma vapor de agua en los bordes de grabo, produciendo una fuerte fragilización fragilización del cobre, Figura 7.2-2. Los tipos de cobre puros comerciales son los siguientes: Cobre electrolítico Cu-a1, Cu-a1 , (Cu ETP: Electrolic Tough Pitch). Pureza mínima 99,90% de Cu, 200 a 400 ppm de O. Conductividad eléctrica en estado recocido de 100 IACS. Cobre Térmico, Térmico, (refinado a fuego), Cu-a2: Cu-a2: Cu-FRHC (Fire Refined High Conductivity). Es semejante en composición y conductividad eléctrica al Cu-a1, pero contiene mayor cantidad cantidad de impurezas como Se, Te y Pb. Cobre Térmico, Térmico, Cu-a3 (Cu-FRTP: Fire Refined Tough Pitch). Es menos puro que el Cu-a2, composición mínima de cobre 99,85% de Cu y su conductividad conductividad no está garantizada. Cobres desoxidados. desoxidados . Pueden ser cobres refinados electrolíticamente electrolíticamente o térmicamente. térmicamente. La desoxidación desoxidación se logra en la fundición agregando fósforo en forma de fosfuro de cobre. La desoxidación elimina la fragilización en atmósferas reductoras de alta temperatura, teniendo además, buena soldabilidad. El exceso de fósforo queda disuelto en solución sólida en el cobre, produciendo una fuerte reducción de la conductividad eléctrica. Hay dos tipos de cobre con contenido mínimo de 99,90%, los cuales se nombran a continuación: Cobre Cu-b1 (Cu-DHP: desoxidado con fósforo y alto fósforo residual). Contiene 130 a 500 ppm de P con una conductividad eléctrica de 70 a 90 IACS. Se utiliza en tuberías de cobre y en planchas para techumbres. Cobre Cu-b2 (Cu-DLP: desoxidado con fósforo y bajo fósforo residual). Contiene 40 a 120 ppm de P y una conductividad eléctrica de 85 a 98 IACS. Se usa en soportes de componentes eléctricos. Cobres libres de Oxígeno. Oxígeno . Estos se producen a partir de cobre electrolítico y se funden en hornos de atmósfera inerte o con desoxidante en cantidades muy controladas. Tienen alta conductividad eléctrica, alta deformabilidad e insensibilidad a las atmósferas reductoras. Son característicos del cobre libre de oxígeno los siguientes tipos: Cobre Cu-c1 (Cu-OF: Oxigen Free). Contenido mínimo de Cu es de 99,95%, poseen una conductividad eléctrica, una vez recocido, de 100 IACS. Cobre Cu-c2 (Cu-OFE: Oxigen Free Electronic Grade). Contenido mínimo de Cu es de 99,99%, poseen una conductividad eléctrica, una vez recocido, de 101 IACS. 

















1.

Propiedades Mecánicas

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

0 ¼ duro

Tens Tensió iónn Máx Máxim imaa Tensión de Fluencia % Elongación (MPa)

0,2% (MPa)

Ruptura

230

60

45

260

190

25

½ duro

300

25 0

14

4/4 duro

350

320

6

2.

Procesamiento del Cobre

Tratamientos Tratamientos Térmicos. La Figura 7.2-3 muestra la variación variación de dureza en función del tiempo a diferentes temperaturas para cobre puro 4/4 duro. El cobre duro recocido se presenta muy bien para operaciones operaciones en frío como son: doblado, estampado y embutido. Su aptitud para el mecanizado es sólo un 20 % del latón con plomo. Todas las técnicas de soldadura y de brasage son aplicables sin restricción en los cobres desoxidados: desoxidados: Cu-b1 y Cu-b2 y exentos de oxígeno Cu-c1 y Cu-c2. En las variedades que contienen oxígeno, la presencia de hidrógeno, cuya difusión es muy elevada a altas temperaturas, temperaturas, produce fragilización por acumulación de vapor de agua en los bordes de grano. En estos casos el brasage a baja temperatura es aplicable sin restricción.

7. Cobre y sus Aleaciones

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

1. Elementos de aleación que favorecen el endurecimiento por deformación Aleación

Estado Tens. Máx.

Tens. Fluencia

MPa

MPa

% Elo Elonngación ión

Conduc duct IACS

Cu-a1

0

230

60

45

100

Cu-a1

H 14

350

320

6

CuCd (1,0%)

0

260

80

45

CuCd (1,0%)

H 14

520

480

3

CuCdO, 8 SnO

0

280

67

CuCdO, 8 SnO

H 14

760

62

86

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

2. Elementos que elevan la temperatura de recristalización Estos elementos permiten que se mantenga el endurecimiento por  deformación cuando se eleva la temperatura. Todos los elementos que se disuelven en solución sólida elevan la temperatura de recristalización, así por ejemplo: Un 0,8% de Ag eleva la temperatura de recristalización recristalización en 150ºC. Un 0,12% de Sn permite que el cobre pueda calentarse hasta 350ºC por una hora sin perder sus características características mecánicas. Esta aleación es interesante para fabricar soportes de componentes electrónicos como son: transistores, diodos o circuitos integrados. El CuAl2O3 comienza su recristalización hacia los 900ºC.

3. Elementos que favorecen el mecanizado El azufre y el plomo mejoran la aptitud para el mecanizado, tanto el plomo como el azufre tienen muy baja solubilidad en el cobre, separándose como plomo, en el primer caso, o como Cu 2S, en el segundo. Estos colaboran a fracturar las virutas en los procesos de mecanizado. El cobre con azufre mantiene alta conductividad eléctrica, alrededor de 94 IACS.

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

% en Peso de Cromo

Punto

A

B

C

D

E

ºC

1 08 3

1 07 0

1070

1470

1070

%Cr

0

0.65

∼ 1.5

37

∼ 100

Punto

F

G

H

I

ºC

1 00 0

800

600

400

%Cr

0.4

0.15

0.07

< 0.03

% en Peso de Circonio

Punto

A

B

C

D

E

ºC

1 08 3

965

965

965

900

%Cr

0

9

0.15

9

0.08

Punto

F

G

ºC

750

500

%Cr

0.03

0.01

a. Aleaciones Cobre-Cromo Estas aleaciones contienen 0,5 a 1% de Cr. A 100ºC se disuelve un 0,37% de Cr  en el cobre, al bajar la temperatura baja también, fuertemente, la solubilidad del Cr permitiendo así el endurecimiento por precipitación, esto se realiza mediante un tratamiento de solución a 1000ºC, temple y precipitación a 500ºC. La aleación binaria Cu-Cr es susceptible a decohesiones bajo la acción de una tensión aplicada aplicada por períodos prolongados entre 80ºC y 3000ºC, siendo además sensible al efecto de entalladura. Las aleaciones de Cobre-Cromo-Circonio (CuCrO, 8ZrO, 15) eliminan eliminan el riesgo a la decohesión a alta temperatura que tienen las aleaciones cobre-cromo. Estos dos tipos de aleación, es decir, las de Cobre-Cromo y las de Cobre-CromoCirconio se utilizan cuando se desea alta conductividad eléctrica o térmica,

asociada a altas resistencias en caliente; es típico su uso en: electrodos de soldadura por resistencia, barras de colectores, contactores de potencia, equipos siderúrgicos y resortes r esortes conductores.  b. Aleaciones de Cobre-Circonio Contienen típicamente desde un 0,1% a 0,2% de Zr, de acuerdo con el diagrama de fases, Figura 7.3-2, se observa que es inútil agregar una mayor cantidad de Zr. La resistencia mecánica de esta aleación se conserva hasta 300ºC y disminuye levemente hasta llegar a los 500ºC. Se utiliza cuando se desea alta resistencia mecánica con alta conductividad eléctrica. A continuación se detallan en forma esquemática las propiedades mecánicas de las aleaciones aleaciones Cu-Cr y Cu-Zr. Aleación

Estado

Tens. Máx.

Tens Fluencia

(MPa)

(MPa)

% Elo Elongac ngació iónn

Cond Conduc uctt IACS

Cu-Cr

Precipitado

400

300

15

80

Cu-Cr

Precipitado +

520

450

6

80

370

300

5

92

Def. en frío Cu-Zr

Precipitado + Def. en frío

c. Cobre-Fierro-Fósforo Cobre-Fierro-Fósforo y Cobre-Cobalto-Fósforo El endurecimiento por precipitación proviene de partículas de Fe 2P y CO2P. Estas aleaciones se utilizan en circuitos integrados y en leadframes, tienen una  buena conductividad eléctrica junto con buenas propiedades mecánicas y resistencia a la temperatura. A continuación se detallan en forma esquemática las propiedades mecánicas de las aleaciones Cu-Fe-P y Cu-Co-P Aleación

Estado

Tens. Máx.

Tens Fluencia

(MPa)

(MPa)

% Elo Elongac ngació iónn

Cond onduct uct IACS

CuFe2, 3PO,O3

♦

460

415

7

65

CuFeo, 1PO, O3

♦

400

380

10

92

CuCoO, 28PO, O8

♦

465

400

6

85

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

Temp. Solución

Temp. Envejecimieto

950-100

450-500

925

400-500

800-900

550-600

Cu-Cr y CuCrZr Cu-Zr Cu-Fe-P

1. Latones Los latones son aleaciones en base a Cobre y Zn, contienen típicamente entre 5 y 45% de Zn y eventualmente otros elementos como: Pb, Sn, Mn, Al, Fe, Si, Ni y As, los cuales en pequeñas proporciones mejoran  propiedades específicas. 1. Latones binarios

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

A

B

C

D

E

ºC

1083

902

902

902

834

%Zn

0

32.5

36.8

37.6

56.5

Punto

F

G

H

I

J

ºC

834

454

454

468

4 68

150

60.0

39.0

45.5

48.9

57.5

Punto

K

L

M

N

ºC

150

200

200

200

%Zn

33.6

46.6

50.6

59.1

Aquellos latones con contenidos de Zn menores al 33% son monofásicos, ya que  presentan solamente la fase α , en cambio, por sobre el 36% de Zn los latones son bifásicos con fases α y β ´, la primera fase tiene estructura cristalina FCC, (cúbica centrada en las caras) y la segunda está formada por dos redes simples cúbicas entrelazadas. Los latones entre 25% y 36% de Zn poseen las mejores características de ductilidad y tienen las más amplias aplicaciones. Sobre los 454ºC la fase β ´ se transforma en β , la cual tiene una estructura cristalina BCC, (cúbica centrada en el cuerpo). La fase α es muy maleable en frío, permitiendo grandes deformaciones por  laminado, repujado, repujado, estirado y forja en frío. Tanto la resistencia a la tracción, (tensión máxima), como la tensión de fluencia y la deformación a la ruptura aumentan con el contenido de Zn, Figura 7.3-4.

La fase β ´ es dura y frágil. Cabe señalar que su presencia es deseable cuando se buscan buenas propiedades para el mecanizado. mecanizado. Por otra parte, la fase β resulta de la fase β ´sobre los 454ºC, se caracteriza por ser maleable a alta temperatura, por tanto latones con fase β ´ son muy adecuados para el conformado plástico a altas temperaturas. Las Figuras 7.3-5 y 7.3-6 muestran las microestructuras microestructuras de latones monofásicos, (fase α ), y bifásicos, (fases α y β ´), respetivamente.

 b. Latones al plomo El plomo es prácticamente insoluble en los latones y se separa en forma de finos glóbulos, favoreciendo la fragmentación de las virutas en el mecanizado.

También el plomo tiene un efecto de lubricante por su bajo punto de fusión, disminuyendo el desgaste de la herramienta de corte. Algunas aleaciones típicas son: CuZn35Pb2, CuZn35Pb2, aleación monofásica apta para deformación en frío, como por  ejemplo para conformado en matriz y forja en frío, acepta fácilmente operaciones posteriores de mecanizado. CuZn39Pb2, CuZn39Pb2, aleación bifásica, apta para conformado en caliente, y para mecanizado mecanizado en frío. CuZn40Pb3, CuZn40Pb3, aleación bifásica, muy buena para mecanizado a altas velocidades. c. Latones complejos La presencia de otros elementos de aleación puede modificar las propiedades intrínsecas intrínsecas de las fases presentes o modificar la proporción entre las fases. De acuerdo a la teoría de Guillet todas las adiciones hechas a los latones binarios  pueden evaluarse en un "equivalente en Zn", pasándose así a un porcentaje equivalente (ficticio) de zinc (Cu'%):

donde: x es el porcentaje del elemento de aleación k es el coeficiente de equivalencia en Zn. Algunos coeficientes k son los siguientes:  Ni = -1.2, Co = -1, Pb = 0, Mn = 0.5, Cd = 0.7, Fe = 0.9, Sn = 2, Al = 6, Si = 10 De esta fórmula resulta que los elementos con k < 1 aumentan la proporción de fase α , mejorando la maleabilidad en frío, en cambio, aquellos con k > 1 aumentan la propoción de β ´, mejorando la aptitud al conformado en caliente. Algunas aleaciones interesantes son: CuZn30AS: CuZn30AS: el As evita la deszincificación, se usa principalmente en intercambiadores de calor en aguas dulces. CuZn29Sn1 (latón almirantazgo): la presencia de 1% de Sn favorece la formación de una capa protectora de SnO 2. Se usa en tubos de intercambiadores de calor y evaporadores en contacto con aguas ácidas o poluídas, pero poco salinas. CuZn22Al2: CuZn22Al2: el Al proporciona buena resistencia a la corrosión-erosión. Se usa  para intercambiadores de calor con agua dulce o de mar.

CuZn40Pb2Al1: CuZn40Pb2Al1: Aleación típìca para grifería, es muy usada para fundición en coquilla. CuZn23Al4Mn3: CuZn23Al4Mn3: Aleación de fundición de alta resistencia.

1.  Procesamiento de latones Calentamientos Calentamientos por 0,5 a 2 horas a temperaturas temperaturas entre 250 y 325 ºC se pueden utilizar para eliminar tensiones residuales, esto es importante cuando se desea evitar la corrosión bajo tensión a la cual son sensibles los latones con más de 15 % Zn en medios que contienen amoníaco. Los recocidos para recristalizar recristalizar se pueden estimar de la Figura 7.3-7.

 El mecanizado

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

Veloc de Corte

Indice

m/min

Mecanizado

CuZn4OPb3

610

100

CuZn39Pb2

520

85

CuZn28

310

51

CuSn8

225

37

Acero Mecanizado

195

32

Acero al Co, 38

1 25

20

Acero Aleado

117

19

Fundición Ferrítica

105

17

Acero Templado

27

4

 Soldadura

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

1.

Bronces

Los bronces son aleaciones de cobre con estaño, aún cuando se les suele utilizar más ampliamente para otras aleaciones de cobre. La aleaciones industriales de bronce tienen en general entre 3 y 20 % de Sn. La fusión del bronce debe ser hecha en un medio reductor para desoxidar antes de la colada, esto se logra mediante el fosfuro de cobre, por lo tanto, todos los bronces retienen un 0,03 a 0,1 % de P. La Figura 7.3-8 muestra parte del diagrama Cu-Sn. El diagrama de equilibrio (líneas llenas) se observa solamente con enfriamientos muy lentos, en la práctica industrial es aplicable el diagrama de líneas de trazos. Los bronces son monofásicos (fase α ) sólo si el contenido de Sn es menor al 4%, para contenidos mayores aparece la fase δ .

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

muestran las microestructuras de un bronce CuSn 6P, en la Figura 7.3-9 (a) se muestra la estructura dendrítica de colada continua, mientras que en la Figura 7.3-9 (b) se muestra la misma aleación después de un proceso de homogenización. Los bronces tienen buena resistencia a la corrosión en atmósferas industriales y marinas, son resistentes al desgaste y tienen fuerte resistencia mecánica, además son poco sensibles a la corrosión bajo tensión y al pitting, y son excelentes para producir piezas fundidas. 

Bronces de laminación

A continuación se nombrarán los tipos más importantes de bronces para laminación: laminación:  Bronces binarios. Utilizados principalmente para la laminación en frío, la fase δ

debe ser muy limitada, por eso estos bronces contienen entre 2 y 9 % de Sn. Las principales aleaciones son: CuSn 4P, CuSn6P y CuSn9P. Son muy adecuados para la laminación en frío, pero no así para la laminación en caliente, por esto se prefiere producirlos a partir  de coladas continuas de alambrones alambrones o de bandas delgadas que luego se laminan en frío.

 Bronces fosfóricos. estos latones tienen de 0,1 a 0,2 % de P, con el cual se produce

Cu3P, éste aumenta la dureza y la resistencia al desgaste del bronce.

 Bronces al Zinc . La adición de 4 a 10 % de Zn disminuye la proporción de fase δ

, mejorando la maleabilidad de la aleación pero disminuyendo la resistencia al desgaste. Si además se agrega un 4% de Pb mejoran las propiedades de mecanizado. 

Bronces de fundición Contienen de un 4 a un 13 % de Sn con adiciones de Zn, Pb y P.  Bronces binarios. Las características mecánicas de estas aleaciones dependen de la cantidad de fase δ , al aumentar esta fase disminuyen la tensión máxima y el

alargamiento alargamiento a la ruptura. La aleaciones aleaciones CuSn 12 y CuSn8 son excelentes para ser  moldeadas.  Bronces al plomo. A estas aleaciones se les agrega hasta un 7% de plomo para

mejorar la aptitud para el mecanizado. Con porcentajes entre 6 y 30% de plomo, como por ejemplo las aleaciones CuSn 5Pb20 y CuSn10Pb10, se mejora la resistencia del bronce a la fricción, usándose principalmente para bujes o cojinetes.  Bronces al zinc y al plomo . Si se agrega Zn como desoxidante en el metal

líquido, mejora la moldeabilidad de la aleación. Estos bronces se usan en grifería de agua a presión, en grifería de vapor y en piezas que deben ser estancas al  petróleo y gasolina. La estanqueidad es provista por el plomo. Principales aleaciones de este tipo son: CuSn 5Pb5Zn5, CuSn7Pb6Zn4.

1.  Propiedades mecánicas mecánicas de los bronces Los bronces binarios pueden adquirir alta resistencia mecánica mediante la deformación deformación en frío. En el estado recocido las características mecánicas son función del tamaño del grano, ver Figura 7.3-10.

1. Cuproaluminios

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

Cuproaluminios monofásicos (

)

La solubilidad sólida del Aluminio en el Cobre a 565ºC llega hasta un 9,4% de Al, si  bien en la práctica los cuproaluminios monofásicos ( α ), llegan hasta el 8% de Al. Se caracterizan por ser resistentes mecánicamente y aptos para la deformación en frío,  presentando además buena resistencia a la corrosión. Son particularmente adaptados  para la deformación en frío, permitiendo la fabricación de laminados y de tubos, dado que su endurecimiento por deformación deformación es más elevado que el de los latones. La deformación en caliente sólo es posible si las impurezas (Pb, Si) son estrictamente controladas.

La resistencia a la corrosión atmosférica de estas aleaciones es buena y presentan un hermoso color dorado. Respecto de la corrosión en agua de mar resisten bien la corrosión selectiva llamada desaluminización. Estas aleaciones son menos sensibles que los latones a la corrosión bajo tensión en ambiente amoniacal, sin embargo son muy sensibles a la corrosión intergranular bajo tensión en presencia de vapor sobrecalentado, agua de mar o salmueras calientes, calientes, este fenómeno se reduce agregando de 0,15 a 0,3 % de Sn. Las principales aleaciones son: CuAl 6 y CuAl6 Ni  Ni2 para aleaciones monetarias, CuAl 8 y CuAl7Fe2 para placas tubulares de intercambiadores de calor. 

Cuproaluminios bifásicos Cuando el porcentaje de Aluminio supera el 8%, sobre 900ºC aparece la fase β y se entra en una región bifásica, sobre 9,5 % de Al aparece la posibilidad posibilidad de la transformación eutectoide apareciendo la fase τ 2, que es dura y fragiliza el material. Si este tipo de aleación con fase β es templada rápidamente hasta temperatura ambiente ambiente se produce una transformación martensítica martensítica similar a la de los aceros, consistente en una fase metaestable de estructura tetragonal llamada β ´. Como ejemplo consideremos una aleación CuAl9,8 enfriada de diferentes maneras a partir de 900ºC, luego de calentamientos calentamientos de 1 hr: Si se templa hasta temperatura ambiente la estructura será casi pura martensita β ´, tendrá alta resistencia y baja ductilidad. Si se enfría lentamente hasta 800ºC o hasta 650ºC y luego se templa hasta temperatura ambiente, ambiente, se formará una cantidad menor de martensita β ´, disminuyendo su resistencia y aumentando su ductilidad. Sin embargo, si se enfría lentamente hasta 500ºC, debajo de la temperatura eutectoide, y luego se templa hasta temperatura ambiente, la fase β se descompone en α + τ 2, la que se denomina "perlita de cuproaluminio", cuproaluminio", la aleación tendrá en este caso baja resistencia y baja ductilidad, esto debido a la  presencia de la fase τ 2 que es frágil. La fase τ 2 se evita en las aleaciones industriales por su efecto dañino para la ductilidad. Las diversas microestructuras obtenidas obtenidas se muestran en la Figura 7.3-12.

El tratamiento térmico más corriente para la aleación CuAl 10 consiste en temple desde 900ºC, que resulta en una estructura completamente martensítica β ´, y luego revenido a temperaturas entre 400ºC y 650ºC. Propiedades mecánicas con distintos tratamientos térmicos se muestran en la siguiente tabla: Tratamiento Té Térmico

CuAl9,8

Calentamiento a 900ºC seguido de:

Tens. Fluencia

Tens. Máx

Mpa

Mpa

% Elo Elong ngac ació iónn

Dure Du rezza Bhn Bhn

Temple hasta temperatura ambiente

320

6 80

4

22 5

Enfriamiento lento hasta 800ºC + temple

300

60 0

9

216

Enfriamiento lento hasta 600ºC + temple

150

43 0

17

138

Enfriamiento lento hasta 500ºC + temple

135

30 0

5

136

Temple hasta temperatura ambiente

190

7 60

29

187

Temple + revenido 1 hr a 400ºC

210

76 0

29

1 85

Temple + revenido 1 hr a 600ºC

240

70 0

34

1 68

Temple + revenido 1 hr a 650ºC

220

65 0

48

1 50

CuAl9,4

Calentamiento a 900ºC seguido de:

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

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

CuAl9 Ni  Ni3Fe2 y CuAl9 Ni  Ni5Fe3, se utilizan principal-mente en la fabricación de placas tubulares y planchas para calderería.

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Cuproaluminios de fundición Contienen generalmente generalmente entre un 9 y un 12% de Aluminio, son en general aleaciones bifásicas o polifásicas. Algunas aleaciones principales son: CuAl9 Ni  Ni3Fe2; CuAl10Fe3, CuAl10Fe5 Ni  Ni5 y CuAl12Fe5 Ni  Ni5. El Ni ayuda a evitar la desalinización, mientras que el Fe, Ni y Mn mejoran aún más las propiedades mecánicas. Estas aleaciones se utilizan principalmente en  bombas, hélices, turbinas y elementos elementos de intercambiadores intercambiadores de calor.

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

Los cuproníqueles se caracterizan por: o

o o o

excelente resistencia a la corrosión, especialmente en agua de mar en movimiento insensibilidad a la corrosión bajo tensión mantienen mantienen la resistencia mecánica a temperaturas de 300 a 400 ºC conductividad eléctrica y térmica relativamente débiles.

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

Se conforman bien en frío y se sueldan bien si tienen una pureza bien controlada. Las principales aleaciones contienen entre 5 y 45% de Ni, se agrega un poco de Mn para transformar todo el azufre de la aleación en MnS. El CuNi 44Mn se caracteriza por una resistividad eléctrica constante constante frente a variaciones variaciones en la temperatura de trabajo. Las adiciones adiciones de Fe se efectúan para mejorar las características características a la corrosión-erosión corrosión-erosión en agua de mar; además mejora sus  propiedades mecánicas. Estas aleaciones tienen una propiedad muy importante que es el rechazar los organismos marinos, esta propiedad se llama antifouling , es primordial porque en equipos que trabajan con agua se mar se van depositando organismos marinos que dificultan la circulación del agua y estimulan la corrosión. Aleaciones más importantes utilizadas son: CuNi 10Fe1Mn, CuNi30Mn1Fe. Los cuproníqueles se pueden conformar en planchas y en tubos, además se  pueden usar para piezas fundidas, en general llevan la adición de fierro para mejorar su resistencia a la corrosión-erosión. corrosión-erosión. Una síntesis de propiedades mecánicas de aleaciones cuproníquel se muestra en la siguiente tabla: Aleaci Aleacione oness Binarias Binarias Tensi Tensión ón de Ruptura Ruptura

Límite Elástico

% Elongación

Dureza

MPa

0.2% (Mpa)

Vickers

CuNi5

270

90

45

65

CuNi20

330

135

43

85

CuNi25

350

145

43

90

CuNi30

360

150

40

95

CuNi44Mn

470

200

40

110

CuNi5Fe

280

100

40

70

CuNi5Fe1Mn

320

120

40

75

CuNi5Mn1Fe

375

155

40

100

Aleaciones con adición de Fierro