Capitulo 6 Avner

CAPITULO 6 DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO 6.1.Introducción. Durante muchos años ha sido objeto de estudio la aparición o desaparición de fases que tienen lugar en el proceso de enfriamiento en un metal o de una aleación, y la mejor manera de realizar este estudio es mediante los diagramas de equilibrio. Para que el estado en equilibrio quede completamente determinado es necesario conocer los valores de tres variables independientes que son; la temperatura, la presión y la composición. En esencia el diagrama no es sino la representación gráfica de un sistema de aleación. 6.2.Coordenadas de los diagramas de fase. Un diagrama de fase no es sino un sistema de coordenadas cartesianas, en el cual se puede representar en ordenadas la temperatura en grados centígrados o Fahrenheit, y en abscisas la composición de la aleación, expresadas por los porcentajes en peso de sus constituyentes. La transformación de los porcentajes en peso a porcentajes en átomos puede llevarse a cabo mediante las siguientes fórmulas.

6.3. Métodos experimentales. Los datos necesarios para la construcción de los diagramas de equilibrio se determinan experimentalmente por medio de una gran variedad de procedimientos, entre los cuales los más comunes son: El análisis térmico. Procedimiento metalográfico. Difracción de rayos X. 6.4. Tipo I-solubilidad total de dos metales en los estados sólido y líquido.

Cuando dos metales son completamente solubles en estado sólido el único tipo de fase sólida que se forme será una solución sólida por sustitución. Si tomamos diversas concentraciones del metal B en A y trazamos sus curvas de enfriamiento empezando por la aleación de 0% de B, o sea metal A puro, y terminando por el 100% de B, o sea metal puro B, obtenemos la serie de curva representadas en la figura 6.1.

A continuación para trazar el diagrama de equilibrio real, basta con situar en los ejes coordenados para los distintos valores de la composición, las temperaturas correspondientes a puntos característicos. Estos valores se obtienen de las distintas curvas de enfriamiento obtenidas experimentalmente. Por ejemplo, en la fig. 6.2, como el eje de la izquierda representa el metal puro A, se sitúa sobre el la temperatura TA. Por la misma razón situamos TB sobre el eje de la derecha.

La línea que resulta de unir los dos puntos correspondientes al comienzo de la solidificación se denomina línea de líquidus, mientras que la que une los puntos finales de la solidificación se conoce como línea de sólidus. 6.5. Regla I – composición química de las fases. Para determinar la composición química de la fases de una aleación, que consisten en equilibrio a una temperatura cualquiera correspondiente a la región bifásica, trazamos por ella una recta horizontal llamada línea de enlace, hasta que corta a las líneas que delimitan dicha región. Ejemplo: Fig. 6.3, la cual se encuentra a la temperatura T, la aleación 80 A- 20 B.

6.6. Regla II – cantidades relativas de cada fase.

Para determinar las cantidades relativas de cada fase, que a una temperatura dada, coexisten en equilibrio en la región bifásica. El punto de intersección de ambas rectas divide a la línea horizontal en dos segmentos cuyas longitudes son inversamente proporcionales a las cantidades de frases presentes. Esta regla se conoce también como la regla de la palanca. Considerando la fig. 6.3, vemos que la vertical correspondiente a la aleación 80 A, divide a la línea de enlace horizontal mn y no.

Si suponemos que la longitud total de la línea de enlace representa el peso total o 100% de la dos fases presentes a la temperatura T, la regla de la palanca puede expresarse por:

Si representamos solamente la línea de enlace e indicamos sobre ella los valores compuestos, obtengo la fig. 6.4. Aplicando las ecuaciones anteriores, se halla

6.7. Enfriamiento en condiciones de equilibrio de una aleación que forma una solución sólida. A continuación vamos a estudiar el enfriamiento muy lento, en condiciones de equilibrio, de una aleación particular 70 A- 30 B, para observar las transformaciones de fase que tienen lugar. Esta aleación (fig. 6.5), a la temperatura To, constituye una solución

liquida monofásica homogénea, permaneciendo en tal estado hasta que su temperatura disminuye a T1. Al llegar a este punto se inicia la solidificación formándose cristales de solución solida de composición α1, su composición es 95 A (regla I), la formación del líquido es correspondiente a L2. A esta misma temperatura, la única solución sólida que puede coexistir en equilibrio con L2 y, por tanto, la única que puede formarse es α2. Luego a medida que disminuye la temperatura, se enriquecen en B, no solo la composición del líquido, sino también la de solución sólida. Los cristales de α2 que se forman a T2 rodean los núcleos de composición α1, separando también dendritas de α2 (fig. 6.6).

Cuando esta aleación se encuentra a T2, las cantidades relativas de solución sólida y liquida presentes se determina utilizando la regla II.

A medida que disminuye la temperatura comienza el crecimiento de la solución sólida. 6.8. Enfriamiento en que no se cumplen las condiciones de equilibrio-origen de la segregación. Como la difusión de estado sólido se verifica a velocidades muy pequeñas, cabe suponer que con la velocidad de enfriamiento normal, se presentarían algunas diferencias respecto a los resultados indicados en el diagrama de equilibrio. Refiriéndonos nuevamente a la aleación 70 A (fig. 6.7).

Puesto que la intensidad del ataque químico, varia con la composición, empleando los reactivos adecuados, podremos ver al microscopio la estructura dendrítica (fig. 6.8). la solución solida final está constituida por una estructura “segregada” formada por una parte central más rica en metal de alto, punto de fusión, que es la que ha solidificado la última. Este proceso se conoce como fenómeno de segregación dendrítica.

6.9.Homogenización. De lo expuesto en el párrafo anterior al tratar del origen de una estructura segregada se deduce que la última porción de líquido que solidifica a lo largo de los contornos de grano y en los espacios interdendríticos es muy rica en metal de alto punto de fusión. En la mayoría de los metales la velocidad de difusión a la temperatura ambiente es muy pequeña. La Fig. 6.9 representa el diagrama de equilibrio real del sistema cobre-níquel, correspondiendo la línea de trazos a la aleación 85Cu-15Ni.

La Fig. 6.10 muestra Micrografías correspondientes a una aleación 85Cu-15Ni. (1) fundida en coquilla, (2) fundida en coquilla y calentada a 750⁰C durante 3 horas, X50; (3) fundida en coquilla y calentada durante 9 horas a 950⁰C X50; (4) fundida en lingotera caliente, X50; (5) fundida en lingotera caliente y calentada a 950⁰C, durante 15 horas, X50.

6.10. Características de las aleaciones que presentan solubilidad total en estado sólido. En general en los sistemas de aleación que dan lugar a una serie continua de soluciones sólidas, la resistencia y la dureza presentaran cada una un máximo, aunque ambos no tienen necesariamente que corresponder a una misma aleación. Por el contrario, la ductilidad y conductividad eléctrica presentan un mínimo. La tabla 6.1 muestra la influencia que ejerce la composición sobre algunas propiedades físicas y mecánicas de las aleaciones del sistema cobre-níquel.

6.11. Casos que pueden presentarse en la solidificación de las aleaciones de tipo I. Todas las aleaciones incluidas dentro del tipo I funden a una temperatura comprendida entre los puntos de fusión de A y de B. Sin embargo, en algunos sistemas, puede darse el caso de que las líneas de líquidus y sólidus pasen por un máximo y un mínimo (Fig. 6.12a, b).

6.12. Tipo II- caso de los metales totalmente solubles en estados líquidos y totalmente insolubles en estados sólidos. Técnicamente no existe ningún par de metales que sean totalmente insolubles, uno en otro. Sin embargo en algunos casos la solubilidad es tan limitada que prácticamente pueden considerarse como insolubles. La Fig. 6.13 representa las curvas de enfriamiento de los metales puros y de algunas de sus aleaciones. Si sobre un gráfico de temperaturas y composiciones llevamos los puntos singulares de las curvas de enfriamiento, se obtiene un diagrama de equilibrio análogo al de la Fig. 6.14. Veamos como solidifica la aleación 1 de la Fig. 6.15, cuya composición es la eutéctica, 40A-60B. Por encima del punto E, a la temperatura To, la aleación se halla en estado líquido formando una solución homogénea. Por tanto a temperatura constante, solidifican alternativamente metal puro A y metal puro B, obteniendo una mezcla extraordinariamente fina de estos metales, denominada mezcla eutéctica, que normalmente solo es visible al microscopio (Fig. 6.16). La transformación a temperatura constante de este líquido de composición E en dos sólidos se conoce como reacción eutéctica, la cual puede escribirse en la forma

En la Fig. 6.17, se puede observar las fases del enfriamiento lento de una aleación 80A20B. La Fig. 6.18, muestra la relación existente entre la composición de la aleación y las cantidades relativas de los constituyentes.

6.13. Tipo III-sistema de dos metales totalmente solubles en el estado líquido, y parcialmente solubles en el estado sólido. Este tipo podemos considerarlo como un caso intermedio entre los dos explicados anteriormente, caracterizándose porque, en el estado sólido, las soluciones de un metal en otro que se forme tiene un límite de saturación. El diagrama de equilibrio correspondiente al de este tipo es el representado en la Fig. 6.21. La Fig. 6.19, representa el diagrama de fase simplificado aluminio-silicio, los números del fondo corresponden a las microfotografías de la Fig. 6.22. La aleación 1, situada a la izquierda de la Fig. 6.19, está formada por aluminio puro cuya microestructura es la que aparece en la Fig. 6.20 a. la aleación 2 (Fig. 6.20 b), la cual contiene un 8% de silicio, está formada por dendritas de aluminio primario o proeutéctico rodeadas por una mezcla eutéctica de aluminio y silicio. La aleación 3 (Fig. 6.20 c) corresponde a la composición eutéctica, con un 12% de silicio, y su microestructura está formada totalmente de una mezcla eutéctica. Conforme vamos avanzando hacia la derecha, la microestructura estará formada por cantidades cada vez mayores de silicio primario (negro) como corresponde a contenidos crecientes de silicio y por mezcla eutéctica, como se observa en las micrografías de las Figs. 6.20 d y e. Finalmente, la Fig. 6.20 f, muestra la microestructura del silicio puro.

La relación eutéctica que tiene lugar puede escribirse en la forma.