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

EL DIAGRAMA Fe-C

La adicin de elementos de aleacin al hierro influye en las temperaturas a que se producen las transformaciones alotrpicas. Entre estos elementos, el ms importante es el carbono. El diagrama hierro-carbono, aun cuando tericamente 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 lneas horizontales, las cuales indican reacciones isotrmicas. La parte del diagrama situada en el ngulo superior izquierdo de la figura se denomina regin delta. En ella se reconocer la horizontal correspondiente a la temperatura de 1493C como la tpica lnea de una reaccin peritctica. La ecuacin de esta reaccin puede escribirse en la forma.

La mxima solubilidad del carbono en el hierro delta (de red cbica centrado en el cuerpo) es 0,10 % de C, mientras que el Fe gamma (de red cbica centrado en las caras) disuelve al carbono en una proporcin mucho mayor. En cuanto al valor industrial de esta regin es muy pequeo ya que no se efecta ningn tratamiento trmico en este intervalo de temperaturas. La siguiente lnea horizontal corresponde a una temperatura de 1129C, esta temperatura es la de solidificacin del eutctico. y la reaccin que en ella se desarrolla es:

La mezcla eutctica, por lo general, no se ve al microscopio, ya que a la temperatura ambiente la fase gamma no es estable y experimenta otra transformacin durante el enfriamiento. La ltima lnea horizontal, se presenta a los 722C, esta lnea corresponde a la temperatura de formacin del eutectoide, y al alcanzarse en un enfriamiento lento la fase gamma debe desaparecer. La ecuacin de la reaccin eutectoide que se desarrolla puede expresarse por:

En funcin 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 ms de un 2 % de carbono, las cuales se llaman fundiciones. A su vez, la regin de los aceros se subdivide en otras dos: una formada por los aceros cuyo contenido en carbono es inferior al correspondiente a la composicin eutectoide (0,77 %C) los cuales se llaman aceros hipoeutectoides, y la otra compuesta por los aceros cuyo contenido se encuentra entre 0,77 y 2 %, y que se conocen por aceros hipereutectoides.

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

1. SOLIDIFICACIN1.1. Introduccin En general, los productos metlicos se originan en una primera etapa en estado lquido, luego del cual se pasa al estado slido mediante moldes o por colada continua. El proceso de solidificacin es determinante para la calidad del producto final, porque si el material queda defectuoso en esta etapa, ser muy difcil efectuar las correcciones en el procesamiento posterior. Defectos frecuentes de la etapa de fusin y solidificacin son: porosidades microgrietas inclusiones no metlicas segregacin de elementos de aleacin formas de granos muy heterogneas (por ejemplo: granos muy alargados y granos pequeos) rechupes, (huecos debidos a la contraccin del metal lquido al solidificarse y que no han sido llenados por ms metal lquido).

La obtencin de un producto sano por solidificacin no es simple y requiere un profundo conocimiento acerca de la relacin entre diferentes variables que veremos en este captulo.

1. SOLIDIFICACIN1.2. Nucleacin La transformacin de lquido a slido ocurre en dos etapas. La primera, es la nucleacin de la fase slida en la fase lquida, donde se genera una superficie slido-lquido que tiene una energa de superficie (energa por unidad de superficie) y, la segunda, se refiere al crecimiento de estos ncleos a medida que desciende la temperatura. Por lo tanto, durante la solidificacin coexisten ambas fases, slida y lquida. La relacin entre las velocidades de nucleacin y crecimiento determinar la forma y el tamao de los granos del slido resultante. La velocidad de nucleacin se puede expresar por:

(1) donde :

(2) El primer trmino de (2) corresponde al calor latente de solidificacin, y el segundo trmino corresponde al grado de sobreenfriamiento T-TE. G* proviene de la barrera de energa necesaria para vencer la resistencia a la formacin de una superficie entre el lquido y el slido. ED proviene de la barrera de energa que existe para producir la difusin de tomos que deben desplazarse para ubicarse ordenadamente en el nuevo ncleo cristalino. Las anteriores resistencias a la nucleacin exigen un sobreenfriamiento para que se inicie el proceso de solidificacin; el sobreenfriamiento ser mayor para una nucleacin homognea, es decir, aquella por la cual se forma un ncleo en el seno mismo del lquido. Por otra parte, la nucleacin heterognea est caracterizada por la formacin de ncleos sobre superficies slidas existentes como paredes del molde o partculas slidas en suspensin. El diagrama Temperatura (T) v/s tiempo (t) tendr la siguiente forma para la solidificacin de un metal puro:

Una caracterstica importante de la cristalizacin de los slidos es que a presin constante poseen una temperatura caracterstica de equilibrio slido/lquido, TE. Solamente a esta temperatura existe el equilibrio, por lo tanto, podemos decir que las energas libres del slido y del lquido son iguales. A una temperatura mayor a TE la fase lquida posee una energa libre menor que la fase slida siendo, por lo tanto, la fase estable. Anlogamente, a temperatura menor a TE la fase slida posee una energa libre menor que la fase lquida, luego, la fase estable es la slida. Cabe sealar que si el lquido se enfra a una temperatura menor que TE no se produce la cristalizacin en forma inmediata, se requiere de un cierto grado de sobreenfriamiento para que el proceso de solidificacin

comience. Como se muestra en la Figura 1.2-1: El lquido es enfriado hasta TE , corresponde a la zona a. El lquido debe ser sobreenfriado en una cantidad T para comenzar la nucleacin. El T ser mayor para nucleacin homognea, (curva b), que para nucleacin heterognea, (curva c). Si contina el crecimiento de los ncleos, se eleva la temperatura hasta TE , producto del calor latente de solidificacin, y de esta manera se mantiene constante esta temperatura. Esto coincide con lo establecido en la regla de las fases de Gibbs. Cuando la solidificacin termina y ya no hay ms calor latente entregado al sistema, la temperatura de slido comienza a descender, zona d.

Cuando se aplica la regla de las fases de Gibbs al perodo de tiempo en que coexisten slido y lquido, L = 1 + 1 - 2 = 0 , se observa que la solidificacin debe ser a temperatura constante, por consiguiente, el sobreenfriamiento inicial desencadena el proceso de nucleacin de slidos, para luego elevarse la temperatura y el resto del proceso de solidificacin ocurre a temperatura constante.

1. SOLIDIFICACIN1.3 Crecimiento de los ncleos Una vez formados los ncleos, un cierto nmero de ellos crecer. El crecimiento depende del cambio de energa libre, ( Gs), que ocurre en la interfase cuando un nmero NA de tomos se agrega como una nueva capa a los N tomos que ya pertenecen al slido. Gs es funcin de los siguientes parmetros o variables: Gs = f ( Sf , g ( NA , N ), TE ) (3) donde: Sf = entropa de fusin del material TE = temperatura de la transformacin (K) g ( NA , N ) = factor de probabilidad

El crecimiento de los ncleo puede ser:

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

Si Sf 2R, entonces Gs adquiere un valor mnimo para Esta situacin produce crecimiento con superficie irregular a escala atmica , es decir, non faceted, en los cuales las superficies tienden a cubrirse con nuevos tomos slo en un 50 %. Si Sf > 2R, entonces Gs alcanza mnimos para fracciones NA /N

.

cercanos a 0 a 1; obviamente el cristal crecer cuando y no cuando es cercano a 0, el ncleo crecer por capas completas, generando superficies planas o faceted, con planos cristalogrficos caractersticos. Los metales, normalmente, tienen Sf < 2R, por lo tanto, su crecimiento ser irregular o non faceted, y sus cristales presentarn superficies externos de formas irregulares. En cambio, los metaloides como el Bi, Ga, Sb, As y los semiconductores Si, Ge tienen Sf > 2R y crecen con caras planas o faceted, observndose en ellos el tpico aspecto "cristalino".

1. SOLIDIFICACIN1.4 Crecimiento estable e inestable de cristales metlicos La forma de crecimiento de un slido en un lquido depende del gradiente de temperatura delante de la interfase slido-lquido, (S-L). Como se seal anteriormente, para producir solidificacin es necesario sobreenfriar el lquido bajo la temperatura de fusin Tf ; al formarse una cierta cantidad de slido se expulsa calor latente el cual eleva la temperatura de la interfase S-L producindose alguna de las siguientes situaciones:

Gradiente positivo de temperatura delante de la interfase S-L, (Figura 1.4-1). Cuando se tiene un gradiente de temperatura positivo el calor debe ser extrado por el slido. El movimiento de la interfase es controlado por la cantidad de calor removido a travs del slido. Adems la interfase debe ser isotrmica y moverse con velocidad uniforme. Si una protuberancia de slido avanza hacia el lquido sta se encuentra con lquido sobrecalentado y se disuelve. Se produce as un crecimiento con una interfase de forma plana o redondeada, pero sin protuberancias. Nota: Un frente de solidificacin 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 extrado tanto por el slido como por el lquido, por lo tanto, el movimiento de la interfase no es controlado por la cantidad de calor removido a travs del slido. Al desencadenarse el proceso de solidificacin se desprende calor latente que eleva la temperatura de la interfase S-L, de esta manera es posible que delante de la interfase se genere un gradiente negativo de temperatura (Figura 1.4-2). Si una protuberancia slida avanza, se encontrar con lquido sobreenfriado y sta tender a crecer an ms hacia el interior del lquido. Por lo tanto, la interfase S-L avanzar con protuberancias puntiagudas llamadas dendritas (forma de rbol), 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 cristalogrficas especficas, determinadas por la estructura cristalogrfica de cada metal: Estructura Cristalina FCC BCC HCP Tabla 1. Direccin de los brazos de dendritas < 100 > < 100 > < 10T0 >

1. SOLIDIFICACIN1.5 Redistribucin del soluto en la solidificacin de aleaciones Dependiendo de la velocidad de enfriamiento se presentan dos tipos de solidificacin: Si la solidificacin es extraordinariamente lenta, sta ocurre segn el diagrama de equilibrio de fases. En la prctica la velocidad de enfriamiento es mayor a la ideal y por ello se produce una distribucin inhomognea del soluto en el slido, esto es conocido como segregacin.

Primer caso Para el equilibrio de enfriamiento de una aleacin de composicin C0, Figura 1.5-1, consideraremos que no hay barreras para la nucleacin de la fase slida, es decir, que no ser necesario un sobreenfriamiento de la fase lquida para que sta comience, y que el enfriamiento ser lo suficientemente lento como para permitir que los gradientes de concentracin cambien suavemente. A T1 el primer slido que nuclea tiene composicin C1s , (cabe sealar que esta es la composicin del slido que se encuentra en equilibrio con el lquido C0 o C1L a temperatura T1 ). Al disminuir la temperatura el lquido contina enriquecindose en B y va aumentando el tamao de los ncleos, (crecimiento), por adicin sucesiva de nuevas unidades cristalinas que contienen proporciones mayores del metal disuelto. Por ejemplo a temperatura T2 la composicin del slido es C2s y la del lquido C2L. La

solidificacin prosigue hasta que la ltima gota del lquido, de composicin C3L, solidifique a temperatura T3 en un slido de composicin C3s. De este modo, bajo las condiciones de enfriamiento en equilibrio la composicin final del slido es uniforme, y es exactamente igual a la composicin del lquido del cual se comenz.

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

A T1 el primer slido que nuclea tiene composicin C1s, Figura 1.5-2. Al bajar la temperatura, en los casos reales, la velocidad de enfriamiento es relativamente rpida y no hay tiempo de homogeneizar la composicin del slido, ya que la difusin en este estado es ms lenta que en la lquida, por consiguiente hay un gradiente de concentracin de soluto entre las partes que solidificaron primero y las que lo hicieron al final. Debido a lo anterior, el promedio de concentracin de soluto en el slido seguir la lnea de trazos, y a T3 todava quedar lquido an cuando, en equilibrio ste debera haber desaparecido y la composicin promedio del slido ser inferior a C0. Por tanto la solidificacin continuar hasta que la composicin promedio del slido se a igual a C0, esto ocurre a temperatura T5, y el slido formado tendr concentraciones de soluto mayores que C0, debido a la gran concentracin de soluto en el lquido hacia el final de sta. Debido a los gradientes de concentracin de soluto, el ataque superficial de la muestra metalogrfica presenta diferencias de tonalidades, Figura 1.5-3. Especialmente notable es la fuerte acumulacin de soluto en el slido formado al final del proceso, lo que produce una coloracin muy destacada de estas zonas.

La segregacin de soluto, que se observa en la Figura 1.5-3, genera en las regiones solidificadas al final, zonas de menor punto de fusin que el esperado para la aleacin; esto es peligroso si se hacen tratamientos trmicos posteriores, porque ciertos lugares pueden llegar an al punto de fusin. Esta segregacin puede reducirse mediante un tratamiento de homogenizacin, que consiste en calentar por tiempo prolongado la pieza slida, para que por difusin se homogenice el contenido de soluto. Como este proceso es caro, se realiza slo si se justifica. La variacin en la composicin de una estructura segregada entre los centros y bordes de los granos depende de la velocidad de enfriamiento, la separacin entre curvas slidus y lquidus, y la composicin inicial de la aleacin. De lo anterior se deduce que el gradiente de concentracin crece con la velocidad de solidificacin y con el aumento de la separacin entre curvas slidus y lquidus.

1. SOLIDIFICACIN1.6 Solidificacin de aleaciones. Inestabilidad en la interfase slidolquido Para este anlisis usemos un modelo simplificado de solidificacin unidireccional, ver Figura 1.6-1 y Figura 1.6-2. Supongamos una aleacin de composicin C0, el primer slido que solidifica tiene una composicin Cs < C0 y rechaza soluto a la interfase, enriqueciendo la fase lquida.

Consideremos que la fase slida avanza en un molde estrecho con una velocidad de crecimiento controlada por el la velocidad de extraccin de calor desde el extremo slido. El rechazo del soluto hacia el lquido y el gradiente de temperatura existente en la interfase estn expresados esquemti-camente en la Figura 1.6-1 (b). Al continuar la solidificacin, el slido se enriquece en soluto, pero sigue conteniendo menos soluto que C0, por tanto continua expulsando soluto al lquido. Llega un instante en que el slido alcanza la composicin C0 y la solidificacin continua a T = Ti, el exceso de soluto se acumula en la interfase S-L. El soluto rechazado intenta redistribuirse en el lquido por difusin lejos de la interfase, pero a menos que la velocidad de crecimiento del cristal sea extremadamente lenta lograremos un gradiente de concentracin bastante pronunciado en la interfase, ver Figura 1.6-2 (a).

En la interfase S-L coexisten en equilibrio: slido de composicin C0 y lquido de composicin C0/k, siendo k = CS / CL , a medida que nos alejamos de la interfase, en la direccin del lquido, la composicin de ste disminuye en soluto y por tanto su temperatura de solidificacin aumenta desde Ti hasta To. La Figura 1.6-2 (b) muestra la variacin de Tliquidus con la distancia en el lquido y muestra tambin dos posibles curvas de distribucin de temperaturas reales en el lquido, G1 y G2. Si el gradiente de temperatura en el lquido es grande (G1 ), la interfase avanza en forma estable sin protuberancias. por otro lado, si el gradiente de temperatura es pequeo (G2), el lquido

de la zona achurada queda sobreenfriado, ste se llama sobreenfriamiento constitucional. Si una protuberancia crece en la interfase S-L, sta encontrar lquido sobreenfriado y tender a crecer an ms, producindose as un crecimiento inestable del slido. El avance mximo 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 pequea se produce un crecimiento tipo celular, Figura 1.6-3, con los bordes entre celdas ms ricos en soluto que la regin central, estos bordes quedarn destacados cuando se ataque con cido una superficie pulida, Figura 1.6-4.

Si la zona sobreenfriada es ms larga, se produce un crecimiento celular-dendrtico o dendrtico. Debido a la mayor concentracin de soluto del lquido que solidifica al final, las regiones interdendrticas quedarn dibujadas y visibles para la observacin metalogrfica. El estado final para un latn 70-30 fundido se muestra en la Figura 1.6-5, en sta se observa segregacin de soluto que dibuja el desarrollo dendrtico de la solidificacin. Utilizando el modelo de la barra solidificada unidireccionalmente, la Figura 1.6-6, muestra como la deshomogeneidad de la distribucin de soluto (macro-segregacin) crece desde la forma de solidificacin estable con frente plano, siguiendo con el crecimiento celular hasta el crecimiento dendrtico.

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

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

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

Si t* aumenta, entonces ls tambin aumenta. Si ls disminuye, la resistencia mecnica aumenta. Si ls aumenta, se obtendr un material ms blando.

Es importante destacar que la microsegregacin en el slido est determinada por el espaciamiento entre dendritas secundarias.

Por otra parte, los diferentes tipos de crecimiento tambin afectan la macrosegregacin, es decir, diferencias de concentraciones de soluto en distancias grandes del slido.

1. SOLIDIFICACIN1.7 Estructuras caractersticas de lingotes Los lingotes nunca son usados directamente en aplicaciones comerciales, es decir, son productos intermedios, destinados a ser transformados en otros productos, mediante deformacin plstica, tales como: barras, tubos, planchas, alambres y perfiles. Los procesos usuales para obtener estos productos son: Laminado en caliente y en fro Forja Extrusin Trefilacin. La calidad de un lingote para su posterior conformado plstico depende de dos caractersticas principales: El tipo de grano, es decir, la forma, el tamao y la orientacin de stos. La ubicacin y distribucin de deshomogeneidades de composicin.

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 ubicacin, como son: a. b. c. d. Zona Chill Zona Columnar Zona de Granos Equiaxiales Zona Chill

Corresponde a una zona de enfriamiento rpido. sta se forma en la superficie del molde debido al gran sobreenfriamiento que sufre el metal lquido al entrar en contacto con el molde fro. Debido a esto la nucleacin ser heterognea y su velocidad rpida, produciendo una abundante nucleacin de cristales pequeos ms o menos equiaxiales y de crecimiento dendrtico. La extensin de la zona chill depende de las varias condiciones tales como: e. f. g. h. Material del molde Temperatura del lquido al verterlo en el molde Temperatura del molde Conductividad trmica del molde

Cuando el lquido est sobrecalentado y las paredes del molde estn fras, la zona chill ser estrecha, pero si el lquido es vaciado al molde a una temperatura levemente superior a la de solidificacin, habr una zona ms amplia de lquido sobreenfriado producindose ms nucleacin, y por lo tanto, la zona chill ser ms ancha. De aqu podemos deducir que: la zona chill decrece con la mayor temperatura del metal lquido (sobrecalentamiento) y con el precalentamiento del molde; si estas condiciones de temperatura se extreman, la zona chill puede hacerse imperceptible.

i. Zona Columnar

Se origina en aquellos granos de la zona chill, continuando su crecimiento hacia el centro del lingote, pues estn favorablemente orientados para crecimiento rpido, como se muestra en la Figura 1.7-2. En metales FCC y BCC las direcciones de crecimiento rpido de las dendritas son las de la familia ; se desarrollarn ms aquellos granos con direcciones de crecimiento rpido paralelas a la direccin de extraccin de calor. La existencia de una zona columnar produce orientaciones preferenciales de los cristales en el lingote y por consiguiente produce anisotropa de las propiedades mecnicas, lo que hace indispensable la deformacin plstica posterior. Es importante destacar que el crecimiento de los granos columnares no es slo en su longitud, sino tambin segn su dimetro y que los bordes de grano recogen impurezas. Zona central de granos equiaxiales El lquido de la regin central puede sobreenfriarse tanto por efectos trmicos as 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 conveccin hacia el interior del lingote. Si la temperatura de vaciado del lquido es baja estos cristales no sern completamente refundidos y servirn como cristales-semillas en la parte central del lingote. En aleaciones la dendritas celulares de la zona columnar crecen con una gradiente de concentracin. Las desomogeneidades qumicas permiten que algunos brazos secundarios o terciarios de las dendritas se separen de la rama principal y sean barridos hacia el centro del lingote por corrientes de conveccin.

1. Existe una tercera posible forma de generacin de la zona equiaxial, la cual seala que esta zona se puede formar por la precipitacin de pequeos cristales desde la cara superior del lingote donde el lquido ha sido emfriado por prdidas de calor por radiacin.

La Figura 1.7-4 muestra diferentes lingotes de una aleacin cobre-aluminio de distinto grado de pureza, en los cuales se observa que la proporcin de granos columnares se reduce considerablemente respecto a los granos equiaxiales: con menor sobrecalentamiento del lquido 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 lquido que es enfriado, por tanto la nucleacin de granos slidos se inicia en todas partes del lingote, logrndose as un grano final ms fino. Con mayor nivel de soluto de Cu la diferencia entre T0 y Ti, Figura 1.6-2 (b), es mayor y una regin ms amplia queda con sobreenfriamiento constitucional, esto incrementa la zona de nucleacin simultnea produciendo as un refinamiento del grano.

Para disminuir o eliminar la zona columnar en la colada continua se ha ensayado la aplicacin de un campo magntico que agite el lquido, y que por ende quiebre los brazos dendrticos y forme nuevos ncleos. La segregacin de soluto puede an llevar a la formacin de segundas fases en aleaciones que en s son monofsicas, ejemplo de esto se ve en la Figura 1.7-5 (a), en una aleacin Cu-5%at Sn; la segunda fase puede ser eliminada mediante un recocido de homogenizacin, Figura 1.7-5 (b), pero este proceso es caro porque se efecta a alta temperatura y por tiempo prolongado.

1. SOLIDIFICACIN1.8 Solidificacin de eutcticos La solidificacin, en enfriamiento lento, sigue las reglas de los diagramas de fases ya conocidas, que son: Completa miscibilidad en estado lquido y miscibilidad parcial en estado slido. Las lneas liquidus y solidus tiene un coeficiente de particin menor a la unidad. Las dos lneas liquidus se juntan en el punto eutctico E, a travs de este punto se dibuja una isoterma que conecta las soluciones slidas terminales. Cuando una aleacin de composicin eutctica E comienza a solidificar hay tres fases presentes: una fase lquida, L, y dos soluciones slidas, y . La solidificacin del lquido eutctico comienza con la deposicin simultnea de las soluciones slidas y , de composicin C y D respectivamente, la temperatura permanece invariante hasta que todo el lquido haya solidificado, lo que se explica mediante la regla de las fases de Gibbs. Bajo la lnea eutctica se encontrarn dos fases slidas, y , tenindose nuevamente un grado de libertad lo que permite que la temperatura contine disminuyendo. En cambio, una aleacin de composicin F comienza a solidificar a T0. Las dendritas de aumentan desde T0 hasta TE. A una temperatura levemente superior a TE hay : Dendritas de : de composicin C, con %( ) = (EF / CE) x 100 Lquido: de composicin eutctica, con %(liq) = (CF / CE) x 100

Los compuestos formados en la zona delimitada por las lneas liquidus y la isoterma del eutctico y las lneas solidus se conocen como compuestos proeutcticos.

Al enfriar por debajo de TE, todo el lquido solidifica como eutctico, las fases y solidifican estrechamente ligadas entre s. Esto ocurre en diversas formas que se muestran en la Figura 1.8-2. Por otra parte, en una aleacin de composicin G, se observa que: si el enfriamiento es lento, se obtendr una solucin slida homognea; en cambio, si el enfriamiento es bajo condiciones normales, i.e. rpido, existir material eutctico entre granos de solucin slida , debido a la segregacin interdendrtica. El diagrama temperatura-tiempo para el enfriamiento de una aleacin de composicin C a partir del lquido se muestra en la Figura 1.8-3:

A la temperatura eutctica TE, la reaccin es isotrmica porque de acuerdo a la regla de las fases de Gibbs la transformacin tiene 0 grados de libertad a presin constante: L = 2 + 1 - 3 = 0 (p = cte.) Entre T0 y TE la formacin de fase slida retarda el enfriamiento por la entrega de calor latente que se produce con el paso de lquido a slido.

Las Figuras 1.8-4, 1.8-5, 1.8-6, 1.8-7 y 1.8-8 muestran diagramas de fases y microestructuras: hipoeutcticas, hipereutcticas y eutcticas de diversos sistemas de aleaciones.

De las figuras anteriores se puede concluir que hay diversos tipos de eutcticos: laminar, de barras, globular y acicular. La forma del eutctico depender en gran medida de la energa de superficie, entre la fase y la : ,

Si es independiente de la orientacin de la interfase, el eutctico tiende a ser de barras. Si depende de la orientacin de la superficie respecto de las direcciones cristalogrficas de ambas fases, entonces el eutctico es laminar. El eutctico globular minimiza el creado, (mayor volumen de fase por menor rea). En el eutctico acicular la matriz crece non-faceted y la fase acicular en forma faceted, ejemplo de esto es la aleacin Al-Si, Figura 1.8-9. Los eutcticos laminar y de barras se forman cuando ambas fases son del tipo nonfaceted, su velocidad de crecimiento es controlada por la difusin del soluto en el lquido, esto ocurre porque al formarse las dos fases slidas, ( y ), se produce una fuerte redistribucin de soluto. El movimiento de este ltimo se produce por difusin en el lquido, delante de la interfase slido-lquido, como se muestra en la Figura 1.8-10. Adems es conveniente destacar el hecho que crecen con menor sobreenfriamiento que el globular, el cual requiere mltiples nucleaciones.

Al aumentar la extraccin de calor se disminuye el espaciamiento interlaminar ( ), esto permite incrementar la velocidad de solidificacin del lquido eutctico. Lo anterior se explica porque la difusin controla el avance de la interfase S-L, a una temperatura constante se puede lograr mayor velocidad de solidificacin acortando la distancia de difusin y correspondientemente " ". Se ha encontrado en eutcticos solidificados unidireccionalmente que :

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

El crecimiento de un eutctico es aproximadamente igual en todas direcciones formndose as colonias eutcticas ms o menos esfricas como se puede apreciar en la Figura 1.8-12.

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

Se definirn a continuacin 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 frmula qumica es Fe3C. Es un compuesto tpicamente duro y frgil de baja resistencia tensil, pero de alta resistencia compresiva. Es la estructura ms dura que aparece en el diagrama. Su estructura cristalina es ortorrmbica. Austenita es el nombre dado a la solucin slida . Es una solucin slida intersticial de carbono disuelto en hierro (FCC). Su mxima solubilidad es del 2% de C. Generalmente no es estable a temperatura ambiente, salvo bajo ciertas condiciones especiales. Ledeburita es la mezcla eutctica de austenita y cementita. Contiene 4,3% de C y se forma a temperatura eutctica. Ferrita es el nombre dado a la solucin slida . Es una solucin slida intersticial de una pequea cantidad de carbn disuelta en hierro (BCC). La mxima 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 ferrtica 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 aleacin de Fe 3% C puede solidificar segn el diagrama de fases de equilibrio, i.e. Fe-grafito, o segn el diagrama metaestable, Fe- Fe3C (cementita). Si la velocidad de extraccin del calor es grande producto de un enfriamiento brusco, la solidificacin se completa con el eutctico FeFe3C llamado ledeburita, el producto final se denomina fundicin blanca, sta se caracteriza por su color blanco y por ser bastante dura. La ledeburita consiste en lminas alternadas de austenita y Fe3C (cementita).

Si la composicin es hipoeutctica, por ejemplo 3% deC, primero se forman dendritas non faceted de austenita proeutctica, al llegar a la temperatura eutctica, (1135 C), el lquido restante solidifica como eutctico de austenita-Fe3C (ledeburita). Cuando se contina el descenso de la temperatura y se baja de la temperatura eutectoide, (728 C), 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 composicin es hipereutctica, sobre la temperatura eutctica se forman dendritas (faceted) de Fe3C y al descender bajo la temperatura eutctica finalmente solidifica la ledeburita que forma la matriz; igual que en el caso anterior la austenita se transforma en perlita al descender bajo la temperatura eutectoide, Figura 1.8-15 (b).

Algunos elementos de aleacin como el Cromo, (Cr), promueven la formacin de fundicin blanca.

El eutctico de solidificacin lenta crece como colonias de austenita con grafito, Figura 1.8-16 (a) y (b). Se forma as fundicin gris. La presencia de silicio, Si, tambin promueve la fundicin gris. Si se ataca fuertemente la superficie pulida de una fundicin gris se observa con microscopio electrnico de barrido placas de grafito interconectadas entre s Figura 1.8-16 (c); el eutctico se constituye con las placas de grafito y entre ellas la austenita; a su vez la austenita se transformar en perlita cuando la temperatura descienda de la eutectoide.

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

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

Otro eutctico de importancia tecnolgica es el de la aleacin Al-Si. El Silicio se desarrolla en forma faceted. Cuando el crecimiento se efecta a baja velocidad, la fase Si se desarrolla con formas geomtricas ms regulares

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

1. SOLIDIFICACIN1.9 Solidificacin de peritcticos A una temperatura levemente superior a Tp, una aleacin C0 contiene aproximadamente p y Lp, a Tp se produce la reaccin peritctica y aparece la fase , por consiguiente habr tres fases presentes. A una temperatura levemente inferior a Tp desaparece y queda aproximadamente 50% p y 50% Lp.

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

Sin embargo, en la prctica, la solidificacin ocurre en forma algo diferente, la disolucin de la fase slida requiere de tiempo, lo que se puede lograr slo con enfriamientos muy lentos. Normalmente la solidificacin se efecta rpido y no se logran las condiciones de equilibrio. Al ocurrir la transformacin peritctica, la fase nuclea y crece en torno a los dendritas de proeutctica disolviendo algo de la fase , i.e. no toda; para es ms favorable nuclear heterogneamente en torno a las dendritas de que en el lquido. La fase queda as rpidamente aislada del lquido por la fase que la rodea y se corta la reaccin peritctica. Al bajar an mas la temperatura la nica solidificacin que ocurre es ms . La Figura 1.9-4 muestra la importante aleacin 65%Sn-35%Cu: la fase gris corresponde a dendritas de ; stas estn recubiertas de fase blanca , el resto que se ve obscuro es eutctico que se produce a 227 C.

1. SOLIDIFICACIN

1.10 Reacciones en los Diagramas de Fases

Figura 1. Reaccin Eutctica

Figura 2. Reaccin Peritctica

L ( s) + ( s)

L + ( s) ( s)

Figura 3. Reaccin Eutectoide

Figura 4. Reaccin Peritectoide

( s) ( s) + ( s)

( s) + ( s) ( s)

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACIONCuando se deforma plsticamente un metal a temperaturas bastante inferiores a la de su punto de fusin, se dice que el metal ha sido trabajado en fro. La mayor parte de la energa empleada en esta deformacin se disipa como calor, almacenndose una pequea fraccin como energa de deformacin. sta ltima se acumula en forma de dislocaciones y de defectos puntuales, por ejemplo: ruptura de enlaces y vacancias. Como el aumento de densidad de dislocacin no es pareja, se producen zonas de mayor densidad, lo que lleva a la generacin de celdas. Cuando se calienta este material ocurren dos procesos que disminuyen la energa interna almacenada: Recuperacin Recristalizacin Adems 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, ste ocurre cuando se contina el recocido luego de completarse la recristalizacin.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION2.1 RECUPERACION La recuperacin 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 fro, (tensiones residuales), y por otra parte, se producen cambios microestructurales que se detallan ms adelante..

La recuperacin comprende una serie de fenmenos que ocurren a temperaturas ms bien bajas, con respecto a la temperatura de fusin del material, entre los que se pueden destacar: Aniquilacin de defectos puntuales Poligonizacin Cada de la resistividad elctrica (R) La aniquilacin de defectos puntuales consiste en la difusin, mediante la adicin de calor, de las vacancias hacia las dislocaciones y bordes de granos, as se logra disminuir su cantidad hasta el nmero de equilibrio a la temperatura correspondiente. La poligonizacin consiste en la readecuacin de un cristal flexionado para la cual ste se descompone en cierto nmero de pequeos segmentos cristalinos con leves diferencia de orientacin ntimamente ligados, logrando que las dislocaciones se redispongan en una configuracin de menor energa, formando subgranos y bordes de grano de ngulo pequeo. La cada de la resistividad elctrica (R) se ve afectada por las vacancias, cuyo campo de deformaciones interfiere con el flujo de los electrones; al disminuir el nmero de vacancias disminuye, tambin, R. En la Figura 2.1-1 se observa el comportamiento de R para un alambre de cobre, (curva superior), en ella se aprecian grandes cadas de la resistividad que se deben a entregas de calor correspondientes a transformaciones al interior de material; paralelamente se han registrado los calores entregados cuando ocurren cambios en la estructura interna del metal, (curva inferior), la cumbre de esta ltima define la regin de recristalizacin del Cu.

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

Un cristal flexionado plsticamente 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 configuracin de dislocaciones de alta energa de deformacin, mientras que la Figura 2.1-4 (b) muestra una disposicin de baja energa de deformacin, en este caso las dislocaciones corren en direccin normal a los planos de deslizamiento, generando lmites de grano de ngulo pequeo. Este fenmeno requiere de abundante difusin atmica y por tanto de temperaturas relativamente elevadas, por ejemplo, en el caso de un cristal de Fe 3,25% Si este proceso se desarrolla entre 700 y 925 C.

Cuando las dislocaciones de borde del mismo signo se acumulan sobre el mismo plano de deslizamiento, sus campos de deformacin son aditivos, Figura 2.1-5. Las regiones inmediatamente superior e inferior a los planos de deslizamiento son zonas de alta concentracin de tensiones, de traccin y de compresin respectivamente, Figura 2.1-4 (a), sin embargo, al disponer las dislocaciones en una secuencia perpendicular al plano de deslizamiento, los campos de deformacin de las dislocaciones adyacentes se cancelan parcialmente unos a otros, Figura 2.1-5 (b). Figura 2.1-5. (a) Disposicin de dislocaciones de alta energa de deformacin; (b) Formacin de dislocaciones de baja energa de deformacin. Las letras T y C corresponden a esfuerzos de tensin y compresin respectivamente. La Figura 2.1-6 muestra como las dislocaciones se redisponen en una configuracin de menor energa, formando subgranos y bordes de grano de ngulo pequeo, esto es posible gracias a una tcnica metalogrfica mediante la cual es posible observar los puntos de salida de stas.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

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

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION2.2 RECRISTALIZACION 2.2.1. Temperatura de recristalizacin La temperatura de recristalizacin corresponde a la temperatura aproximada a la que un material altamente trabajado en fro se recristaliza por completo en una hora, Figura 2.2-2. La recristalizacin es sensible a cambios en la temperatura a la que se realiza, ms que a variaciones de tiempo a temperatura constante.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION

2.2 RECRISTALIZACION 2.2.2. Nucleacin de nuevos granos

La recristalizacin es un proceso que se desarrolla por nucleacin y crecimiento, como ya se dijo, los sitios preferenciales de nucleacin de los nuevos granos son las regiones ms deformadas, Figura 2.2-1, como: bordes de grano, planos de deslizamiento, y en zonas de alta energa como preciptados de segunda fase y, tambin, en torno a inclusiones no metlicas, Figura 2.2-3. Si el ncleo se forma rpidamente y crece con lentitud, se formarn muchos cristales antes de que se complete el proceso de recristalizacin, es decir, el tamao final del grano ser pequeo. En cambio, si la velocidad de nucleacin es pequea comparada con la velocidad de crecimiento el tamao de grano ser grande.

La energa de activacin para la recristalizacin es funcin de la cantidad de deformacin o, dicho de otro modo, la dependencia de la recristalizacin sobre la temperatura vara con la cantidad previa de trabajo en fro, ver Figura 2.2-4.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION2.2 RECRISTALIZACION 2.2.3. Crecimiento de los nuevos granos En un metal completamente recristalizado, la fuerza impulsora para el crecimiento de los granos corresponde a la energa de superficie de bordes de estos. El crecimiento de los nuevos granos se produce por movimiento de la interfase grano recristalizado-grano deformado como se muestra en la Figura 2.2-5.

La cintica de la recristalizacin se expresa en las curvas signoidales: % recristalizacin-tiempo de recocido que se muestran en la Figura 2.2-6. Avrami propuso para expre-sar la cintica de la recristalizacin la siguiente ecuacin: X = 1 - exp (B tk) (4) donde: X es la fraccin de volumen de grano recristalizado. B es constante negativa. k tambin es constante: cuando la recristalizacin de desarrolla en forma tridimensional, k est entre 3 y 4

cuando es bidimensional como en las planchas delgadas, k est entre 2 y 3 cuando la recristalizacin es unidimensional, como en alambres, k est entre 1 y 2. Una forma prctica de analizar la cintica de la cristalizacin es graficando:

Si la cintica sigue la ecuacin de Avrami, el grfico de lnea recta de pendiente k., ste debe realizarse en papel log-log.

v/s t debera dar una

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION2.2 RECRISTALIZACION 2.2.4. Algunas leyes de ingeniera de la recristalizacin El objetivo principal de la recristalizacin es ablandar el material y restaurarle su ductilidad. Adicionalmente se puede tambin controlar el tamao del grano. Como ya se dijo, los tiempos para el inicio y trmino de la recristalizacin varan fuertemente con la temperatura, Figura 2.2-7.

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

b. Como se mencion anteriormente, la temperatura de recristalizacin disminuye al aumentar el % de trabajo en fro previo, esto debido a la mayor energa almacenada por la notable distorsin sufrida por el material, en suma, hay ms fuerza impulsora para la recristalizacin.

La Figura 2.2-9 muestra que el tamao del grano justo al trmino del proceso de recristalizacin, es menor si el % de trabajo en fro previo aumenta, dado que los puntos favorables para la nucleacin tambin aumentan, permitiendo abundante formacin de nuevos ncleos, y limitando por tanto su tamao final.

Estudiaremos con ms detalle las anteriores aseveraciones La recristalizacin progresa por migracin de un borde de grano preexistente hacia un grano fuertemente deformado, dejando tras s una regin libre de deformacin, Figura 2.2-3.

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

La velocidad de movimiento del borde de grano,

, ser :

(5) Esta ecuacin muestra que crece cuando la temperatura aumenta, por otra parte ser mayor cuanto mayor sea la energa de deformacin previa, por tanto, ser mayor mientras mayor sea y la recristalizacin ser ms rpida y fcil, Figura 2.2-8. Por otra parte, la velocidad de nucleacin de granos recristalizados, , ser mayor mientras ms grande sea la distorsin de la matriz por deformacin en fro, de esta manera al crecer , menor ser el tamao del grano recristalizado, Figura 2.2-9. Nota: , es la velocidad de nucleacin de nuevos granos y crecimiento de grano. es la velocidad de

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION2.2 RECRISTALIZACION 2.2.5. Impurezas en solucin slida La presencia de impurezas o de elementos de aleacin disminuyen la velocidad de recristalizacin.

Estas impurezas tienden a segregarse junto a los bordes de granos, formando atmsferas que los sujetan, dificultando su movimiento y retardando as la recristalizacin. El efecto vara de un elemento a otro como se ve en el caso de P y Ag en Cu, Figura 2.212. Cuanto mayor sea la cantidad y ms fina la distribucin de impurezas insolubles, ms fino ser el tamao final de grano, lo que se explica con el hecho de que no solo aumentan la nucleacin, sino tambin actan como barreras al crecimiento de los granos.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION2.2 RECRISTALIZACION 2.2.6. Texturas cristalogrficas

En la prctica industrial muchos productos metlicos son deformados en fro hasta un punto en que por su dureza y prdida de ductilidad es necesario recocer. La deformacin en fro produce rotaciones de los cristales las cuales generan orientaciones preferenciales de los cristales segn ciertas direcciones, que son caractersticas de cada metal o aleacin. La definicin precisa de la textura cristalogrfica es la siguiente: Si caracteriza la orientacin de un cristal con respecto a un sistema de referencias fijo al producto, (eje de un alambre, plano de laminacin y/o direccin de laminacin en una plancha), es posible definir una funcin de distribucin de orientaciones cristalinas, FDOC, que sea positiva, continua y derivable. Esta funcin puede ser considerada como la fraccin volumtrica de cristales que poseen la orientacin del producto: con respecto al volumen total

(6) donde: es un elemento de volumen de cristal que tiene direccin .

V0 es el volumen de referencia. es la funcin de distribucin de orientaciones cristalinas. Si es constante significa que el material es isotrpico. es constante cualquiera sea . se normaliza para darle un valor 1

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

Si adquiere valores superiores e inferiores a 1 para distintos valores de , el material tiene una textura cristalogrfica. Las texturas se generan tanto por laminado en fro como por laminado en fro ms recocido. ste ltimo no hace desaparecer la textura, sino que la modifica. Algunas texturas caractersticas de deformacin en fro son : En alambres y barras : Direccin paralela al eje de la barra: Al FCC Ag Cu Intermedia a las anteriores

BCC Acero al carbono En Planchas : La denominacin usual es la siguiente: (h k l) [u v w], donde (h k l) es el plano cristalogrfico paralelo al plano de la plancha y [u v w] es la direccin cristalogrfica paralela a la direccin de laminacin.

Algunas texturas tpicas de laminado en materiales FCC: Tipo o denominacin Plano / Direccin Cobre Latn Tipo S Goss Con el recocido los granos recristalizan por desplazamiento de sus bordes, la velocidad de migracin de estos ltimos es variable con las orientaciones relativas entre dos granos vecinos. As, ciertos bordes de granos se desplazarn ms rpido y generarn 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 segn el espesor a la plancha, lo cual favorece el embutido profundo, Figura 2.2-14. En aluminio recocido de observan dos texturas: {100} < 001 >, cbica, y {123} < 412 >, retenida del laminado en fro. La textura cbica 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 cbica es conveniente y esto se puede lograr agregando 0,1% de Fe.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION2.2 RECRISTALIZACION 2.2.7. Trabajo en caliente El trabajo en caliente se define, generalmente, como el que se realiza por sobre la temperatura de recristalizacin, es decir, a temperaturas mayores que 0,4 a 0,5 Tfusin (K), aunque no considera la rapidez del trabajo sobre la pieza. Este tipo de trabajo no produce endurecimiento por deformacin, dado que a la alta temperatura a la cual se realiza, la recristalizacin es muy rpida y se completa antes de llegar a un nuevo paso de laminacin, Figura 2.2-15.

El conformado en caliente tambin refina el grano porque usualmente ste se realiza en varias etapas de laminacin sin recalentar, por tanto, los ltimas etapas se producen a menor temperatura, el material adquiere ms defectos producidos por deformacin plstica aumentando as los puntos de nucleacin de nuevos granos, de esta manera las ltimas etapas, ms fras, refinan el grano.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION2.3 CRECIMIENTO DEL GRANO Si se prolonga la permanencia del metal recristalizado a alta temperatura, los granos pequeos tienden a desaparecer y los grandes crecen an ms, de esta manera el tamao medio, D, de los granos crece en funcin del tiempo. La fuerza impulsora de este crecimiento es la disminucin de energa libre por unidad de volumen, Gb, producida al crecer el grano: Gb = Ab b

(7)

(8)

donde : Ab es el rea de borde de grano por unidad de volumen de material b

es la energa de borde de grano por unidad de rea

Por tanto, al crecer D disminuye Ab y por consiguiente Gb. Los tomos del lado convexo del borde de grano estn menos ligados entre s, hay ms enlaces destrudos y distorsionados, por tanto su estado energtico es mayor. Los tomos del lado cncavo estn ms recubiertos por otros tomos y por lo tanto tienen un estado energtico menor. Luego los tomos pasarn del lado convexo al cncavo y el borde de grano tender 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 s, granos con menos de 6 lados tienden a desaparecer y los de ms de 6 lados a crecer, Figura 2.3-2. Cuando tres bordes llega a un punto tienden a curvarse para llegar a 120.

Figura -2. Granos con diferente nmero de bordes. Las flechas muestran la direccin del desplazamiento de los bordes. 1. Efecto de segundas fases en el crecimiento de los granos

Si un borde de grano al desplazarse desde la posicin 1 hasta la 3, Figura 2.3-3, encuentra en 2 un precipitado de segunda fase, tendr una menor rea igual a r2 y una menor energa de borde de grano igual a: b * * r2. Al proseguir su viaje hacia 3 debe aumentar su energa en b * * r2 al desplazarse una distancia r. Se genera as una fuerza contraria al movimiento del borde de grano :

(9) donde: b es la energa de borde de grano por unidad de superficie. r es el tamao de la partcula F es la fuerza contraria al movimiento del borde de grano

Si hay ns partculas de radio r por unidad del rea de borde de grano, la fuerza contraria es : (10) Estudios matemticos muestran que la fraccin de rea, fs, de borde de grano interceptada por partculas es igual a la fraccin de volumen de partculas fv, luego : (11)

y entonces:

(12)

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

(13)

donde:

es la velocidad de crecimiento del dimetro del grano

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

es la fuerza contraria causada por la partcula

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

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS3.1. TRANSFORMACIONES CERCANAS AL EQUILIBRIO Las transformaciones cercanas al equilibrio son aquellas que se realizan extremadamente lento permitiendo la difusin de todos los elementos. 3.1.1. Nucleacin y Crecimiento en Fases Slidas A. Nucleacin Homognea Cuando un elemento puro es enfriado cruzando una temperatura de transformacin alotrpica, o cuando una aleacin es enfriada a travs de un rango de temperatura que cruza un lmite de fase slido-slido 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 transformacin pueda proseguir, por ejemplo materiales como el hierro, en los cuales al enfriarse se produce un cambio de fase en estado slido: . La fuerza que mueve esta transformacin proviene de: Gv = G - G donde: G(14)

es la energa libre por unidad de voluman de la fase

G es la energa libre por unidad de volumen de la fase Para que se produzca la transformacin se requiere que Gv < 0, luego G < G . Al nuclear una partcula fase se genera una superficie, sta posee una energa, de superficie, por unidad de rea igual a - , la cual es caracterstica de la interfase - . Adems, como normalmente hay cambios de volmenes al pasar de a , y debido a la oposicin que presentan los slidos a la deformacin, el cambio de fase agrega un nuevo trmino de energa libre, que es proporcional a la deformacin. Por tanto, el cambio total de energa libre es: (15) donde: A, B y C son constantes. La energa de superficie - , es menor cuanto ms parecidas sean las redes cristalinas de ambas fases, por lo que ser ms fcil crear nuevas superficies. Esta similitud es mayor para ciertos planos cristalogrficos que para otros.

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

intermedia.-

Incoherente no hay calce alguno y es

mxima.

Cada uno de los tipos de interfase antes mencionados posee una energa de superficie asociado. Las interfases que posean buen ajuste tendrn una energa de superficie bajo, por lo tanto, la barrera para la nucleacin, , en interfases coherentes ser menor que para las otras dos. En atencin a lo anterior, la interfase incoherente presentar la mayor barrera para la nucleacin, este caso es nulo, Figura 3.1-3. , ya que el calce entre las redes cristalinas en

Adems, para que un ncleo crezca establemente su radio debe ser mayor que un radio crtico, r*, y la activacin trmica debe ser suficiente para alcanzar la barrera de energa de activacin, G*. Si un ncleo de r* no alcanza su correspondiente G* tiende a redisolverse, en cambio si alcanza G* la nucleacin se desarrolla favorablemente.

donde:

es la energa de borde

TE es la temperatura de equilibrio E es el calor latente T es el sobreenfriamiento y como ya se vi:

Si disminuye - la barrera de energa crtica G* disminuir, ecuacin (16), y por consiguiente, se reducir r* y la nucleacin se ver facilitada. G* tambin es funcin de la energa dependiente de la deformacin , que se produce al nuclear la nueva fase, si la energa de deformacin disminuye, tambin lo hace G*, Figura 3.1-4. Conjuntamente, G* es proporcional a , y a su vez Gv es funcin del grado de sobreenfriamiento, T, respecto de la temperatura de equilibrio, Teq:

(16) por consiguiente, G* disminuye al crecer T, por lo tanto, el mayor grado de sobreenfriamiento favorece la nucleacin. La Figura 3.1-5 muestra la variacin de G* y de r* con el grado de sobreenfriamiento. B. Nucleacin Heterognea Nucleacin heterognea 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, partculas, etc. La razn por la cual los defectos de los cristales ayudan a la nucleacin es que ellos tienen una cierta energa asociada, cuando stos son total o parialmente destrudos durante la nucleacin, su energa contribuye a alcanzar la barrera de energa de activacin para la nucleacin. Para nucleacin heterognea, el cambio de energa cuando se forma un ncleo es: (17) donde: GD es la energa del defecto que se destruye al formarse el ncleo de la nueva fase.

La nucleacin por vacancias produce una distribucin copiosa de precipitado de partculas en la matriz, exceptuado los bordes de grano. En cambio, la producida en las dislocaciones se debe a que stas liberan la energa que tienen almacenada, bajando los requerimientos energticos necesarios para la nucleacin. De igual forma opera la nucleacin en los bordes de granos, adems, es muy favorable, porque el ncleo puede ajustar mejor su coherencia con dos granos de diferente orientacin que con uno solo.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS3.2. Velocidad de Nucleacin Usando termodinmica estadstica se puede demostrar, que el nmero n(i) de agrupaciones de i tomos de la nueva fase en equilibrio en la fase matriz a la temperatura T, es:

(18) donde: N es el nmero total de tomos Gi es la energa de activacin para formar una agrupacin o embrin de i tomos La velocidad de nucleacin, , ser la velocidad a la cual los embriones de tamao crtico se transforman en ncleos viables. Esto es, la velocidad a la cual los embriones pasan del tamao crtico i* al tamao (i*+1). La frecuencia de tomos que llegan o dejan al embrin es proporcional al coeficiente de difusin D de dichos tomos en la matriz:

(19) donde: Q es la energa de activacin para la difusin del tomo (i*+1) Por lo tanto, la frecuencia con que los embriones de tamao crtico i* crecen al tamao (i*+ 1), es decir, se transforman en ncleos estables, ser proporcional a n(i*) D. Luego reemplazando:

(20)

pero

luego:

(21)

y por consiguiente la curva vs T presenta un mximo, porque el primer trmino se hace igual a 0 para T = Teq y tambin para T = 0. La Figura 3.2-1 muestra la variacin de con T y tambin el tiempo para completar la nucleacin, que corresponde al .

recproco de

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS3.3. Velocidad de crecimiento de la nueva fase La nueva fase crece por migracin de la interfase - , esta velocidad es controlada por una combinacin de : GV que es la fuerza impulsora de la transformacin D que es el coeficiente de difusin de los tomos que se mueven para formar la nueva fase Combinando efectos se tiene:

(22) En este caso, la curva v/s T tambin presenta un mximo a una temperatura intermedia entre 0 y Teq. La Figura 3.3-1 muestra esquemticamente la variacin de GV, D y con la temperatura.

se controla por la fuerza impulsora de la reaccin y por la difusin de tomos hacia el ncleo que crece.

Si la transformacin se realiza a T1 tenemos:

es alta y

es baja, por lo tanto, el grano final de la fase que est nucleando ser grueso. En cambio, si la transformacin se realiza a T2 tenemos:

es alta y

es baja, por lo tanto, el grano final de la fase que est nucleando ser fino Cabe sealar que tambin es posible obtener granos gruesos si el enfriamiento es lento, cosa que ocurre al dejar enfriar un metal en el horno. As tambin, un grano fino puede obternerse con enfriamiento rpido.

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

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS

3.4. Transformacin = + Fe3C de un acero Hipoeutectoide Los aceros con una concentracin de C menor al 0,88%, se denominan hipoeutectoides y se hayan constitudos a la temperatura ambiente por ferrita y perlita o, lo que es lo mismo, por ferrita proeutectoide y ferrita y cementita eutectoides. Caso de un acero con 0.4%C enfriado lentamente, dentro del horno El acero est inicialmente a una temperatura austentica. Al bajar T entrar en la zona - , la fase comienza a nuclear en los bordes de grano de la austenita, Figura 3.4-1 (a). Si sigue bajando la T, aumenta la fraccin de y sus granos se van engrosando, Figura 3.4-1 (b). La fase restante se va enriqueciendo en C hasta llegar a 0.8% de ste a la temperatura eutctoide. Bajo esta temperatura la fase restante se transforma en una mezcla eutectoide de +Fe3C, segn la reaccin eutectoide: + Fe3C = perlita

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

Hay otros dos tratamientos trmicos que pueden ser efectuados al acero, estos son la esferoidizacin y el recocido total. El primero, es el nombre dado al proceso de calentar el acero a una temperatura levemente inferior a la eutectoide para esferoidezar los carburos perlticos e hipereutectoides, y as llevar el acero a una condicin ms 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 distribucin de perlita.

Influencia del tamao del grano de la austenita en la forma de la ferrita Si los granos de austenita son pequeos hay muchos puntos de nucleacin de ferrita, estos expulsan carbono y dicho elemento difunde hacia la austenita circundante bajando la temperatura de transformacin de sta, el proceso de transformacin se continua con menor sobresaturacin de C, o sea, menor sobreenfriamiento. La transformacin ferrtica no es tan fuertemente impulsada y la ferrita crece ms por difusin que por mecanismos cristalogrficos. Lo inverso ocurre si el grano de austenita es grande. La Figura 3.4-4 muestra diferentes microestructuras obtenidas con diferentes temperaturas de austenitizacin y enfriamiento al aire.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS3.5. TRANSFORMACION PERLITICA

La perlita se forma en la reaccin eutctoide: + Fe3C. Es un eutectoide laminar con placas paralelas alternadas de y Fe3C. La nucleacin de la perlita ocurre en los bordes de granos, Figura 3.5-1, y tanto las lminas de ferrita, ( ), como las de cementita, (Fe3C), pueden actuar como origen de la nucleacin. Eventualmente, un ncleo vecino puede formar otra colonia, independiente de la anterior, avanzando en una direccin diferente, ver Figura 3.5-2. El crecimiento de la perlita es de tipo nodular Figura 3.5-3, por tanto, sta se ver en las micrografas como ndulos o colonias.

El % de perlita formado en funcin del tiempo tiene la forma de curva sigmoidal, Figura 3.5-4. Se puede observar que la transformacin es ms rpida cuando el grano de austenita es menor, i.e., menor tiempo de austenitizacin. En referencia a la Figura 3.5-4, se observa que, en una primera etapa, la velocidad de transformacin de austenita a perlita es baja, ya que, solo unos pocos ndulos perlticos han nucleado y crecido; este perodo es considerado de incubacin. En la segunda etapa, la velocidad de transformacin es fuertemente acelerada debido a que muchos ncleos nuevos son formados y crecen, mientras que el desarrollo de los ndulos existentes contina; en esta etapa la velocidad de crecimiento de la perlita es proporcinal al rea de la interfase austenita-perlita. Finalmente, una tercera etapa es alcanzada cuando la velocidad de transformacin decrece al disminuir la velocidad de nucleacin, y el crecimiento contnuo de los ndulos existentes es obstrudo por el encuentro con otros ndulos.

Las velocidades de nucleacin y crecimiento de la perlita, , varan fuertemente con la tempe-ratura de transformacin, llegndose a un mximo a 550C; a menor temperatura stas decrecen, Figura 3.5-5, y la transformacin ser reemplazada por Bainita.

El espaciamiento interlaminar de la perlita disminuye al bajar la temperatura de transformacin, Figura 3.5-6. Al avanzar la perlita debe producirse una fuerte redistribucin del Carbono, figura 3.5-7, que se encontraba homogneamente distribudo en la austenita, tenindose que:

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

Si la tansformacin se hace a menor temperatura, se realiza a mayor velocidad y la difusin es ms difcil, por tanto la transformacin debe realizarse con distancias de difusin menores, disminuyendo la distancia interlaminar. Esta caracterstica tiene un importante efecto en las propiedades mecnicas del acero, aumentando la tensin de fluencia de ste, Figura 3.5-8. Lgicamente si la transformacin se realiza bajo condiciones isotrmica, la perlita crece con velocidad practicamente constante y espaciamiento interlaminar tambin constante. Mientras mayor sea la temperatura a la que se realiza la transformacin mayor ser el espaciamiento interlaminar.

Se ha encontrado en un acero eutectoide que: ys

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

donde: Sp= espaciamiento interlaminar en mm.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS3.6. TRANSFORMACION AUSTENITA - BAINITA

Si un acero eutectoide se enfra rpido desde la temperatura austentica hasta una temperatura intermedia que puede estar entre 250 y 550C y se deja transformar isotrmicamente, la microestructura obtenida se denomina bainita, Figura 3.6-1.

La bainita puede definirse segn su microestructura como el producto de una reaccin eutectoide no laminar, en oposicin con la perlita la cual es producto de una reaccin eutectoide laminar. Dado que la transformacin se realiza a menor temperatura que la perltica, la bainita pierde la caracterstica laminar de sta y tiende a tomar forma de agujas, (en una vista plana), en las cuales se entremezclan las fases: + Fe3C

La bainita formada entre 350 y 550C, Figura 3.6-2, se llama bainita superior o plumosa, en ella la cementita esta ms 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 difusin 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 transformacin isotrmica entre 250 y 350C. Debido a que la difusin del carbono es baja a esta temperatura, la cementita precipita internamente en las placas de ferrita. A diferencia de lo que sucede en la martensita en la cual los carburos precipitan en 2 ms direcciones, en la bainita inferior la precipitacin de carburos tiene una orientacin predominante en la cual las plaquitas de Fe3C forma 55 con el eje longitudinal de la aguja de ferrita. En la formacin de bainita inferior, la ferrita se produce a partir de la austenita por desplazamiento de corte y luego precipita la cementita al interior de la ferrita, Figura 3.6-3 y Figura 3.6-4.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS3.7. TRANSFORMACION AUSTENITA - MARTENSITA En un acero eutectoide se produce martensita cuando el enfriamiento es tan rpido que se evita la nariz de la curva de transformacin (TTT), la transformacin de la austenita se realiza con fuerte desequilibrio bajo 220C, Figura 3.7-1.

3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS

La martensita en una estructura metaestable consistente en una solucin slida supersaturada de carbono en .

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

b. La martensita se produce sin difusin, como la reaccin ocurre rpidamente y a tan baja temperatura no hay tiempo para que la difusin acte. La transformacin no requiere superar mediante activacin trmica una barrera de energa, por lo tanto se llama transformacin atrmica. c. No hay cambios de composicin en el paso de austenita a martensita, no originandose una migracin de los tomos de carbono.

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

b. La martensita comienza a formarse a una temperatura caracterstica de cada acero, Ms. El % de martensita formado depender de cunto haya descendido la temperatura por debajo de Ms, hasta llegar al 100 % de transformacin a la temperatura Mf. Mientras mayor sea el avance entre Ms y Mf, mayor ser el grado de transformacin de la austenita en martensita. As, si se desiende levemente bajo la temperatura Ms , como por ejemplo a T1, Figura 3.7-1, la cantidad de martensita formada ser pequea, (20%), y la no transformada ser austenita retenida, (80%), pudiendose llegar eventualmente a martensita pura, (100% de martensita), si la temperatura es suficientemente baja, i.e. igual a Mf. c. A temperatura ambiente, muchos aceros mantienen an austenita retenida, ya que su Mf est por debajo de la temperatura ambiente, Figura 3.7-4. d. Un incremento en el % de C baja la temperatura de formacin de la martensita, Ms.

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO4.1. CURVAS TTT PARA TRANSFORMACIN ISOTRMICA Se denomina curva TTT al diagrama que relaciona el tiempo y la temperatura requeridos para una transformacin isotrmica. As por ejemplo, en el caso del acero, y ms especficamente en el de la austenita, que es inestable debajo de la temperatura crtica, se necesita saber cuanto tiempo requerir para empezar a transformarse a una temperatura subcrtica especfica, cuanto tiempo precisar para estar completamente trasformada y cual ser la naturaleza del producto de esta transformacin. El diagrama TTT ms simple es el del acero eutectoide, al carbono, (SAE-1080), ya que no hay constituyentes proeutectoides en la microestructura. En cambio, cuando se trata trmicamente un acero hipoeutectoide, por ejemplo un SAE-1045, se debe agregar una lnea adicional que seala el inicio de la transformacin con la formacin de ferrita proeutectoide, anlogamente, en el caso de un acero hipereutectoide la lnea adicional indica el inicio de la precipitacin de cementita proeutectoide. La Figura 4.1-1 muestra las curvas TTT para un acero al carbono con 0,4% de C. Bajo 550C la curva de inicio de formacin de la ferrita se confunde con el inicio de la transformacin baintica, adems a estas temperaturas no se produce ferrita proeutectoide, sino que solamente bainita. Como la ferrita, la perlita y la bainita superior nuclean en los bordes de grano de la austenita, el nmero de ncleos de estos constituyentes que se forman por segundo en una muestra es proporcional al tamao de grano. As, en un acero de grano fino a una temperatura dada y para una fraccin cualquiera de austenita la transformacin tomar menos tiempo que en un acero de grano grueso. De este modo, un tamao de grano ms fino desplazar las curvas TTT hacia la izquierda, es decir, hacia tiempos de transformacin menores. Se debe notar, de la Figura 4.1-1, el corto tiempo que transcurre antes de comenzar la transformacin a ferrita o bainita, esto se deduce de la cercana de la nariz de la curva con la ordenada. Por lo tanto, si se desea obtener 100% de martensita es necesario enfriar muy rpido 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 aleacin desplazan las curvas hacia la derecha, es decir, hacia tiempos ms largos de transformacin, 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 ms tiempo para enfriar el acero sin tocar las curvas de inicio de la transformacin, de esta manera se puede obtener 100% de martensita al templar piezas de mayores espesores.

Por qu los elementos de aleacin desplazan las curvas TTT hacia tiempos ms largos? Por que los elementos de aleacin antes de producirse las transformaciones estn homogneamente distribuidos en la austenita, pero cuando sta se transforma en ferrita, perlita o bainita, stos deben redistribuirse y desplazarse por difusin, al ser tomos grandes su difusin es lenta y frenan el avance de la transformacin. Se puede observar en la secuencia de las Figuras 4.1-1 y 4.1-2, que al agregarse elementos de aleacin las curvas TTT cambian de forma y se producen dos "narices" que definen dos regiones, la regin de mayor temperatura corresponde a la formacin de perlita y la de menor temperatura a la formacin de bainita.

De esta forma, la adicin de C y otros elementos de aleacin, as 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 aleacin no afectan la dureza mxima. Por otra parte, el grano grueso tiende a reducir la tenacidad lo que lo hace poco deseable.

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO4.2. CURVAS TTT PARA ENFRIAMIENTO CONTINUO

Estos tratamientos son los ms comunes en la industria. Las curvas TTT para enfriamiento continuo son diferentes de aquellas para transformacin isotrmica y no pueden ser deducidas a partir de stas. La Figura 4.2-1 compara ambos tipos de curvas observndose que las curvas de enfriamiento continuo estn ms desplazadas hacia tiempos mayores que las de transformacin isotrmica. La explicacin de esto es la siguiente: la transformacin en el caso de enfriamiento continuo demora ms debido a que pasa mayor cantidad de tiempo a altas temperaturas, mientras que en el caso isotrmico el material llega instantneamente a la temperatura de transformacin. La Figura 4.2-2 muestra diversos programas de enfriamiento e indica la dureza final que se obtiene con cada uno de ellos, observndose que para un enfriamiento ms lento se producen durezas menores. La Figura 4.2-3 muestra las correspondientes microestructuras: Para enfriamiento muy lento, DPH 139, la microestructura se caracteriza por perlita gruesa y grandes regiones de ferrita. Para un enfriamiento no tan lento, DPH 170, la estructura es ferrtica y perltica, 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 Widmansttten, la mayor proporcin es perlita. Para DPH 336, a diferencia de la fotografas precedentes, en esta se observa, por primera vez, una cantidad apreciable de martensita en el centro de los granos. Por tanto hay una mezcla de ferrita, bainita, (que corresponde a la fase gris acicular), perlita y, por supuesto, martensita. Para DPH 415, la fase obscura y redondeada en los bordes de grano es perlita, observndose adems, martensita en el centro de los granos y ferrita Widmansttten o bainita superior en los bordes. Para enfriamiento muy rpido, DPH 481, hay un poco de perlita y bainita que crecen en los bordes de grano como una fina banda, si bien, la mayora es martensita.

Hay diagramas de enfriamiento continuo que indican para ciertos enfriamientos especiales la proporcin 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 an fracturas en las piezas, esto se debe al choque trmico por el desigual enfriamiento entre diferentes partes de una pieza y adems por los cambios de volumen especfico de la transformacin austenita-martensita. Dos alternativas de temple reducen estos problemas: a. Austempering: es un tratamiento isotrmico que consiste en calentar el acero a la temperatura de austenitizacin y enfriarlo bruscamente, en un bao de sal, hasta una temperatura levemente superior a Ms, tal que, matenindola constante la reaccin produce una estructura completamente baintica, (bainita inferior), luego el acero es enfriado al aire, a temperatura ambiente. De este modo se logra una estructura dura pero no excesivamente frgil, Figura 4.2-5. b. Martempering: es un procedimiento que consiste en calentar el acero a la temperatura de austenitizacin y enfriarlo bruscamente, en un bao de sal o de aceite caliente, hasta una temperatura levemente superior a Ms, mantenindose constante para uniformizar la temperatura de la pieza, (el tratamiento isotrmico se detiene antes de que comience la transformacin baintica), luego se enfra hasta producir 100% de martensita, Figura 4.2-6, con este tratamiento se produce martensita con menor riesgo de distorsiones y fracturas por choque trmico.

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO4.3. TEMPLABILIDAD DE LOS ACEROS La templabilidad de un acero es la propiedad que determina la profundidad y distribucin de la dureza producida por temple, i.e., es la facilidad para formar martensita dificultando la aparicin de productos de transformacin y depende de: 3. La composicin qumica del acero 4. Del tamao del grano austentico 5. De la estructura del acero antes del temple La templabilidad se determina usualmente por dos mtodos: 3. Mtodo Grossmann o del Dimetro Crtico ideal 4. Mtodo Jominy 1. Mtodo de Grossmann o del Dimetro Crtico Ideal

Para aplicar este mtodo se deben templar barras de acero de diferentes dimetros entre 0,5 y 2,5 in, en un cierto medio de temple, luego se examinan metalogrficamente cortes transversales de stas y la barra que contiene 50% de martensita en el centro define el dimetro crtico real, D0. D0 depende ciertamente del poder de extraccin de calor del medio de temple, por esta razn, se define como templeideal aquel en cual la temperatura de la superficie de la barra se enfra instantneamente a la temperatura del medio enfriante, as se determina un dimetro crtico ideal, DI. La severidad del refrigerante se caracteriza por un coeficiente H, el cual en el caso del temple ideal es infinito.

Por otra parte, mientras mayor sea DI, mayor ser la templabilidad. Valores Tpicos de H Agitacin Aceite Ninguna Moderada Fuerte 0,25 - 0,30 0,35 - 0,40 0,50 - 0,80 Medio de Temple Agua 0,90 - 1,0 1,2 - 1,3 1,0 - 2,0 5,0 Salmuera 2,0

1. Templabilidad Determinada por el Mtodo Jominy El mtodo Jominy para la medicin de la templabilidad es hoy uno de los ms empleados por la facilidad de su ejecucin y regularidad de resultados. Consiste en templar una probeta estandarizada, ( 1" de dimetro y 4" de largo, Figura 4.3-2), del acero en cuestin, previamente calentado a la temperatura de austenitizacin, enfrindola mediante un chorro de agua, tambin estandarizado, que slo enfra su base inferior, Figura 4.3-3. Esta cara acta como superficie templante que enfra la probeta longitudinalmente hacia su extremo superior slo por conduccin, obtenindose as una gradacin de velocidades de enfriamiento desde la mxima, en el extremo templado, a la mnima en el opuesto.

Una vez que la probeta est completamente fra, se rebaja con una fresa por ambos costados y se mide su dureza Rockwell C a lo largo de ella. El grfico 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 enfra ms rpido y se endurece ms, al alejarse del extremo enfriado la dureza baja correlativamente con una disminucin 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 mencion, la templabilidad se ve afectada por:

El tamao de grano de la austenita Un grano muy fino tiene mucha rea de borde de grano que facilita la nucleacin 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, as pues, no es buena prctica hacer crecer el grano de la austenita.

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

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

Como ya se dijo, DI depende del % de C, del tamao de grano de la austenita y del % de elemento de aleacin, i.e.: DI = DI (%C, # ASTM austenita) * f1 * f2 *... * fn

donde: f = funcin del % del elemento de aleacin i = 1, ..., n son los diferentes elementos de aleacin As, por ejemplo, para los aceros: 1040: 0,4% C y 0,6% Mn 4140: 0,4% C, 1,04% Mn,, 0,3% Si, 1,13% Cr, 0,15% Mo Ambos con # ASTM austenita = 8 De la Figura 4.3-7, se tiene: DI (1040) = 0,2 in y DI (4140) = 0,2 in, dado que ambos tienen el mismo % de C y tamao de grano de austenita. Conjuntamente, de la Figura 4.3-8 se obtienen los factores de multiplicacin 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: DI = 0,2(in) * 3 = 0,6 (in) es un acero poco templable. Para acero 4140: DI = 0,2(in) * 4,4 * 1,15 * 3,4 * 1,6 = 5,5 (in) es un acero muy templable.

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

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTRMICOS Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO4.4. REVENIDOS DE ACEROS TEMPLADOS La estructura martenstica obtenida por temple es muy dura y frgil. 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 perodos del orden de 1 a 3 horas a temperaturas menores que la de austenitizacin. Como se muestra en la Figura 4.4-1, primero se calienta el acero a temperatura levemente inferior a la de austenitizacin Ae1, luego es enfriado rpidamente, de modo de no topar la nariz de las curvas TTT, para formar una estructura martenstica. Posteriormente, el acero es recalentado a una temperatura inferior a Ae1 para obtener la dureza deseada.

La Figura 4.4-2 muestra la disminucin 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 detallar a continuacin.

1. Cambios microestructurales producidos por revenido

Durante el proceso de revenido ocurren cambio microestructurales debidos a reacciones en estado slido. Las ms importantes son: 1. Segregacin de tomos de C 1. Precipitacin de carburos

1. Descomposicin de la austenita retenida 1. Recuperacin y recristalizacin de la matriz ferrtica No todas estas reacciones ocurren a la misma temperatura y en el mismo perodo de tiempo. Muchas de ellas suceden simultneamente, esto determina que las microestructuras resultantes sean muy complejas. Segregacin de tomos de carbono En la red cristalina martenstica 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 energa menor para los tomos de carbono que la de posiciones intersticiales en la red normal. As, cuando un acero martenstico de bajo carbono es revenido desde 25 a 100C, los tomos de carbono se redistribuyen hacia estos sitios de menor energa. En realidad gran parte de la redistribucin de los tomos de C se realiza durante el enfriamiento en el rango de temperatura donde se forma la martensita. 2. Para aceros de bajo contenido de carbono, menor a 0,2% de C, la redistribucin ocurre mayoritariamente, por segregacin de los tomos de C hacia los defectos de la red, principalmente dislocaciones. 3. Para aceros con