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6. Diagramas de fases en aleaciones metálicas
6.1. Conceptos fundamentales
6.2. Ejemplos de diagramas de fases
6.2.1. Sistemas isomórficos binarios
6.2.2. Endurecimiento por dispersión. Reacciones de tres fases.
6.2.3. Sistemas eutécticos binarios
6.3. Diagramas de fases de interés industrial
6.3.1. El sistema hierro–carbono
6.3.2. El factor tiempo en las transformaciones de fase
6.3.3. Diagramas temperatura-tiempo-transformación (T.T.T.)
6.3.4. Diagramas de transformación por enfriamiento continuo (C.C.T.)
6.3.5.Propiedades mecánicas de los diferentes microconstituyentes del
acero
6.3.6. Tratamientos térmicos de los aceros

Propiedades físicas de una aleación metálica son función de la
composición química y de la microestructura
Aleaciones: Hierro-Carbono (aceros), Cu-Ni, Aluminio-Magnesio, etc
Microestructura se puede establecer (en la mayor parte de los casos) a
partir del diagrama de fases de la aleación
Diagrama de fases Microestructura Propiedades
Diagrama de fases: Resume de forma gráfica los rangos de temperatura y
composición en los ciertas fases o mezclas de fases existen en condiciones
de equilibrio termodinámico

Fase (F)
Es una porción homogénea de un sistema caracterizado por una estructura y una organización atómica
constante y por tanto con características físicas y químicas uniformes. Esta región aparece limitada por una
superficie a través de la cual las propiedades cambian bruscamente.
Un elemento puro en un estado de agregación determinado (sólido, líquido o gas) constituye una fase. Cuando el
agua y el hielo están juntos en un recipiente, existen dos fases separadas; son físicamente distintas aunque sean
químicamente idénticas. Si una sustancia puede existir en dos o más formas (por ejemplo el elemento químico hierro, que
puede cristalizar tanto en la estructura fcc como en la bcc) cada una de estas formas es una fase con diferentes
propiedades físicas. Sin embargo dos componentes químicamente diferentes sí se pueden mezclar completamente (por
ejemplo una mezcla de etanol y agua) formando así un líquido monofásico; por esta misma razón una mezcla de agua y
aceite es un sistema bifásico formado por dos líquidos no miscibles.
Componentes (C)
Son el número mínimo de especies químicas necesarias para determinar la composición de las fases. Por
ejemplo en una aleación de cobre y cinc (latón) los componentes son el cobre y el cinc. Sin embargo en el agua, existe un
único componente (H2O) y no dos (H y O) ya que, por tratarse de un compuesto químico , las proporciones entre H y O se
mantienen constantes
Grados de libertad (L)
En un sistema en equilibrio, es el número de variables intensivas (presión, temperatura, concentraciones) que se
pueden modificar en un amplio intervalo sin producir la aparición de nuevas fases o la desaparición de las
existentes; corresponde por ello al número de variables, controladas experimentalmente, que se deben
especificar para definir completamente el estado del sistema.

Equilibrio de fases
Este concepto termodinámico se describe en términos de la función energía libre de Hemholtz del sistema, cuyo valor a
volumen constante y para cada temperatura, depende de la energía interna (U) y de la entropía (S) (F=U-TS). Un sistema
está en equilibrio si la energía libre es mínima en condiciones específicas de temperatura, presión y composición. En
sentido macroscópico, esto significa que sus características no cambian con el tiempo sino que se mantienen
indefinidamente; es decir, el sistema es estable.
El término equilibrio de fases se refiere a la situación de equilibrio termodinámico correspondiente a un sistema que
tenga más de una fase. La energía libre y los diagramas de fases aportan información acerca de las características del
equilibrio de un determinado sistema, pero no informan acerca del tiempo necesario para alcanzar dicho equilibrio.
En muchos sistemas sólidos, ocurre que el estado de equilibrio nunca se alcanza completamente, ya que la velocidad
para llegar al equilibrio es muy lenta; en este caso el estado del sistema se define como de no equilibrio y se denomina
metaestable.
Regla de las fases de Gibbs
Esta regla fue formulada en el siglo XIX por el físico J. Willard Gibbs. Se aplica estrictamente en condiciones de
equilibrio termodinámico, pero en la práctica también es muy útil en situaciones de no equilibrio próximas a las de
equilibrio. La expresión para esta regla es:
F+L=C+N
donde F es el número de fases coexistentes en el equilibrio, C es el número de componentes, L es el número de grados de
libertad o variables independientes y N es el número de variables no composicionales (por ejemplo, temperatura y presión).
En los diagramas de fases a presión constante N toma el valor 1, mientras que si la presión es variable N tendrá un valor 2.
En los sistemas más interesantes que se analizan en Ciencia de Materiales, la influencia de la presión es mínima y las
variables independientes prioritarias son la temperatura y la composición en cada fase (N=1).

Equilibrio y diagramas de fases
La determinación de los diagramas de fases o diagramas de equilibrio se realiza por vía teórica y/o
experimental. Ahora bien, la falta de datos termodinámicos es la causa de que la gran mayoría de los diagramas
de fases de los que disponemos, se hayan caracterizado por vía experimental.
El conocimiento de estos diagramas permite a científicos y tecnólogos encontrar formulaciones y/o elegir a priori las condiciones
iniciales y finales de los procesos. Así es posible establecer:
1. Los elementos de partida convenientes para una determinada síntesis o proceso, así como las condiciones necesarias para su realización.
2. La proporción y naturaleza de las fases que componen las eventuales composiciones intermedias y finales del producto, en función de las
variables: temperatura, presión, etc.
3. La temperatura de la primera formación de la fase líquida y su evolución con la temperatura.
4. La solubilidad de una fase en otra, en diferentes tipos de reacciones.
5. Las reacciones que puede sufrir un material en función de la temperatura, presión y entorno.
6. Las previsiones sobre la estructura microscópica, y en consecuencia, algunas de sus propiedade

Alotropía y polimorfismo
Dependiendo de las condiciones de temperatura y presión muchos elementos metálicos pueden existir
en formas cristalinas alternativas. Este fenómeno se denomina alotropía o polimorfismo (ver tema 1 para el caso
de la alotropía del carbono).
temperatura / ºC
1539
1400
910
-273
hierro líquido (amorfo)
Fe (δ)
Fe (γ)
Fe (α)
Alotropia del hierro a
presión atmosférica

Solución sólida
Es un tipo de sistema formado por átomos de dos o más clases diferentes, homogéneamente distribuidos y
que por ello constituyen una sola fase.
Cuando un metal sólido se disuelve en un segundo elemento metálico, la fase resultante se denomina
solución sólida. Al constituyente que se encuentra en menor proporción se le conoce, por analogía con las familiares
soluciones acuosas, como soluto, mientras que aquél que se encuentra en mayor proporción se denomina solvente.
En una solución sólida se mantiene la estructura cristalina original del solvente. En general, los átomos del soluto
pueden ocupar dos tipos de posiciones en la red del metal matriz. Si los dos tipos de átomos son de un tamaño
aproximadamente igual, el átomo disuelto sustituirá alguno de los átomos de la red cristalina de la matriz (figura). Este tipo
de estructura se denomina solución sólida sustitucional. Si por el contrario, los átomos del soluto son de pequeño
tamaño pueden ocupar posiciones intersticiales (figura), dando lugar a una solución sólida intersticial.
a b
átomos de
sóluto
átomos del
solvente
Los dos tipos diferentes de solución sólida: a) solución sólida sustitucional,
Límite de solubilidad
En muchas aleaciones que forman soluciones sólidas, y para cada temperatura, existe una concentración
máxima de átomos de soluto que se dispersan en el solvente. Esta concentración máxima se denomina límite de
solubilidad. La adición de una cantidad adicional de soluto a este límite de solubilidad forma otra solución sólida o
compuesto con otra composición diferente y que por lo tanto constituye una nueva fase.

Microestructura
El estado de los metales obtenidos industrialmente es microcristalino, es decir, formado por
pequeños cristales cada uno de ellos con una estructura atómica periódica, que por tanto se puede
caracterizar en términos de los conceptos de red y base estructural.
Cuando se centra la observación de un metal o aleación en tamaños del orden de micras(cientos de
microcristales), se dice que se está observando la microestructura del material. En las aleaciones metálicas
dicha microestructura se caracteriza por el número de fases presentes y por la proporción y distribución de las
mismas Así, la microestructura de una aleación depende del número de sustancias aleantes, de la concentración
de cada una de ellas y de su historia térmica.
100 micras
Se observan varias fases

Ejemplo sencillo: Diagrama de fases del sistema agua-azucar
1 Fases: 1 fase (1), 2 fases (2)
L = 3− F
2
Componentes: Agua y azucar
Grados de libertad:
Temperatura y composición
Regla de las fases:
Zona I; F=1, C=2, L=2
Zona II: F=2, C=2, L=1
Temperatura y composición
Temperatura

Sistemas isomórficos binarios
Ejemplo típico es la aleación cobre-níquel: Otros ejemplos de aleaciones con
solubilidad limitada son: Ag-Au, Ni-Au, Fe-Cr y Bi-Sn.
Condiciones de Hume-Rothery (aleaciones con solubilidad ilimitada)
1. Los átomos de los constituyentes deben ser de tamaño similar, criterio evidente ya
que esta geometría minimiza la deformación de la red. Se estima que las diferencias no
pueden ser superiores a un 15%.
2. Los metales iniciales han de tener la misma estructura cristalina.
3. Para evitar la formación de nuevos compuestos los átomos deben tener idéntica
valencia y próxima electronegatividad

Diagrama de fases del sistema cobre-níquel a presión atmosférica, b) parte ampliada del diagrama donde se índica la nomenclatura utilizada
para determinar las composiciones y cantidad de fases relativas
1) El líquido L es una solución líquida homogénea compuesta por cobre y níquel.
2) La fase α es una solución sólida sustitucional de átomos de cobre y de níquel, de
estructura cristalina fcc.

Obtención experimental del diagrama de fases
Construcción experimental del diagrama de fases del sistema cobre-níquel:
a) curva de enfriamiento para el sistema 100% Ni, b) curva de enfriamiento para el sistema 50% Cu,
50% Ni, c) curva de enfriamiento para el sistema 100% Cu ,
d) construcción del diagrama de fases
Etapas a seguir
Etapa 1. Se preparan varias soluciones líquidas de
ambos materiales, con distintos porcentajes en peso
de níquel, fundiéndolos a temperaturas por encima
de los 1455ºC (punto de fusión del níquel).
Etapa 2. Cada una de las soluciones se somete a un
proceso de enfriamiento controlado hasta
temperatura ambiente, en el que se mide
simultáneamente la temperatura (T) y el tiempo (t)
de enfriamiento. Además, durante dicho
enfriamiento, se puede observar mediante un
microscopio adecuado la microestructura de la
aleación.

Información que se obtiene del diagrama de fases
1) Fases presentes
Para identificar las fases presentes basta con localizar el punto definido por la temperatura y la
composición, y el diagrama nos suministra, directamente, las fases presentes en dicho punto.
Ejemplos:
El punto A de la figura representa una aleación de 40% en peso de Ni y 60% en peso de Cu a
1100ºC; puesto que este punto se encuentra en la región monofásica α
En el punto B tendremos unas condiciones en las que coexisten las fases α y L.

2) Determinación de composiciones de fases
Cuando sólo existe una fase, su composición es la misma que la de la aleación.
Cuando se encuentran presentes dos fases: se traza una recta horizontal por el punto que índica
la temperatura de la aleación (línea de reparto) y se lee la composición de cada una de ellas en las
intersecciones de esta línea con las líneas de liquidus y de solidus (CL y Cα).

3. Determinación de la proporción de fases
Si llamamos WL y Wα a las proporciones relativas de las fases
líquida y sólida, la conservación de la masa se traduce en las
siguientes relaciones.
α W W W L = + 0
W C 0
W CL W C
100 100 100
0
α
α
L = +
W W C C
( α
−
0
) 0
( )
L
L C −
C
=
α
W W C C
( 0
−
L
) 0
( )
L
C −
C
=
α
α
Regla de la Palanca
W S L +
= R S
R S
W R
+
= α

Ejemplo:
Conocido el diagrama de fases de la aleación cobre-níquel determinar la
composición de cada fase en una aleación con una composición nominal de Ni
del 40 % a: 1300ºC, 1270ºC, 1250ºC y 1200ºC. La figura 6.6 ilustra el diagrama de
fases para este sistema así como los valores de composición de níquel en las
curvas liquidus y solidus a las temperaturas mencionadas.
- Temperatura: 1300ºC
En este punto del diagrama el sistema se encuentra en estado líquido (una
fase), con una composición igual a la de la aleación: 60% Cu, 40% Ni.
Lógicamente el 100% del sistema está en la fase líquida.
1500
temperatura / ºC L
1400
1300
1200
1100
L+α
50
45
32
37
40
1270 ºC
1250 ºC
α
Cu 20 40 60 80 Ni
Figura 6.6. Isotermas y composiciones de las fases para una aleación Cu-Ni (40%)
a varias temperaturas
1000
peso porcentual de níquel / %

Para esta temperatura coexisten dos fases, L y α. En la fase líquida existe
un 37 % de níquel (y por lo tanto un 63% de Cu) y en la fase sólida existe
un 50% de níquel y como consecuencia un 50% de Cu.
Para determinar la proporción de cada una de las fases se puede acudir a
la regla de la palanca:
W R = 3
=
= 0.23
0.77
W S L = 10
=
13
R +
S
13
R +
S
= α
es decir el 77% de la aleación está en estado líquido y el 23% en estado
sólido.
También en esta situación coexisten dos fases, las fases L y α.. En la fase
líquida existe un 32 % de níquel (y por lo tanto un 68% de Cu) y en la fase
sólida un 45% de níquel y como consecuencia un 55% de Cu.
Para determinar la proporción de cada una de las fases, una vez más, se
puede utilizar la regla de la palanca:
W R = 8
=
= 0.38
0.62
W S L = 5
=
13
R +
S
13
R +
S
= α
con lo que resulta que el 38% del sistema se encuentra en la fase líquida y
el 62% en la sólida.
A esta temperatura la aleación ha solidificado completamente y se
encuentra en la fase α, con una composición igual a la nominal de la
aleación: 60%Cu y 40%Ni.
1500
1400
1300
1200
1100
1000
50
45
C 20 40 60 80 Ni
peso porcentual de níquel
/ %
32
37
40
1270 ºC
1250 ºC
temperatura / ºC
L
L+α
α

Desarrollo de microestructuras en aleaciones isomórficas
Enfriamiento lento: En condiciones de equilibrio termodinámico
Proceso de enfriamiento lento para una aleación cobre-níquel,
b) estructura resultante al final de dicho enfriamiento
(aumentos x500)
El proceso que tiene lugar es una difusión entre las fases sólida y líquida
La difusión depende del tiempo y la temperatura

Enfriamiento lento: Fuera del equilibrio termodinámico
región que solidifico
inicialmente (rica en Ni)
límite de grano
que solidificó al
final
(rica en Cu)
Estructura de un grano que presenta segregación
CONSECUENCIAS
Distribución no uniforme de los elementos en cada grano (segregación)
Región central de cada grano rica en el elemento de mayor Tm
Estructura con propiedades inferiores a las óptimas
Para eliminar la segregación se recurre a los denominados recocidos, calentamiento por debajo
de la línea de solidus (difusión da lugar granos de composición homogénea)

Propiedades físicas de las aleaciones isomórficas binarias. Endurecimiento por
solución sólida
8.7
resistencia a la
tracción / MPa 2.9
5.8
Cu 20 40 60 80 Ni
11.6
el Ni endurece al Cu
el Cu endurece al Ni
peso porcentual de Ni
Esfuerzo de fluencia, resistencia a la tracción y dureza se incrementan
Ductilidad disminuye
Conductividad eléctrica disminuye (no es un procedimiento recomendable para cables de transmisión
eléctrica)
Se mejora la resistencia a elevadas temperaturas
La razón física que da lugar a la mejora de las propiedades es la presencia de los átomos en solución
que permiten el anclaje de las dislocaciones

Diagramas en los que existe una solubilidad parcial:
Cuando se excede el límite de solubilidad, se produce una aleación en la que
coexisten dos fases en estado sólido (ver posteriormente el diagrama de fases en
sistemas eutécticos).
Opción 1: la aleación esté compuesta por una fase continua, que usualmente
está presente en mayor cantidad, y que se denomina matriz, y por una segunda
fase, en menor proporción, denominada precipitado. Da lugar al endurecimiento
por dispersión,
Opción 2: Se forman las dos fases simultáneamente; la mezcla íntima de ambas
se denomina entonces microconstituyente.

Endurecimiento por dispersión o precipitación. Reacciones de tres fases
L
α+β
α β
α+L
α L
β
γ
L1
α+L2
α+β
γ
α β
eutéctica L → α+β
peritéctica α+L → β
L2 α
monotéctica L1 → α +L2
α β
α+β
eutectoide γ → α+β
peritectoide α+β → γ
composición
temperatura
Reacciones de tres fases más importantes en diagramas de fases binarios. Las fases α, β y γ
son fases sólidas y las fases líquidas se representan por las letras L, L1 y L2
Las reacciones eutéctica, monotéctica y peritéctica son parte del proceso de solidificación (en las
tres aparece la fase líquida).
Las reacciones eutectoide y peritectoide son reacciones de estado sólido, puesto que solo están
involucradas fases sólidas

Compuesto intermetálico.
Este tipo de compuesto está constituido por dos o más elementos que originan una nueva
fase, de composición determinada, con su propia estructura y propiedades. Los compuestos
intermetálicos aparecen en muchas aleaciones, como por ejemplo en el sistema hierro-carbono
(acero), en el que se forma el compuesto Fe3C (cementita). Estos compuestos son usualmente
duros y frágiles, por lo que su aparición constituye un excelente método para conseguir un
endurecimiento por dispersión.

Sistemas eutécticos binarios: diagrama de fases eutéctico binario
F
líquido
F
0 20 40 60 80 100
1000
800
600
400
α+β
α+ L
α β + L β
porcentaje en peso de Ag
temperatura / ºC
E
B
G
A
C D
Tres regiones monofásicas:
α (solución sólida rica en cobre, fcc y plata como soluto)
β (solución sólida rica en plata, fcc y cobre como soluto)
Existen además tres regiones bifásicas: α+L, β+L y α+β.
La línea que separa las fases α y α+β se denomina línea
solvus o de solubilidad (CB en la figura).
El límite entre las regiones α y α+L es la línea solidus (AB
en la figura).
La separación entre las fases líquido y α+L corresponde a la
línea liquidus (AE en la figura).
En la fase β también existen las líneas solvus, solidus y
liquidus.
La línea horizontal BG, cuya temperatura es constante e
igual a TE (temperatura eutéctica), se denomina isoterma
eutéctica.
Al agregar plata al cobre, la temperatura de fusión total de la aleación disminuye a lo largo de la línea AE. Lo mismo
sucede al agregar cobre a la plata: la introducción de cobre disminuye la temperatura de fusión a lo largo de la otra línea
liquidus F.
Esto se aplica en las aleaciones plomo-estaño, las aleaciones Pb-Sn de composición eutéctica 61% de estaño son las que se
usan en soldadura.

F
líquido
F
0 20 40 60 80 100
1000
800
600
400
α+β
α+ L
α β + L β
porcentaje en peso de Ag
temperatura / ºC
E
B
G
A
C D
Las dos líneas liquidus se unen en el punto E del
diagrama de fases, por donde también pasa la
isoterma eutéctica BEG. El punto E se
denomina punto invariante (E) y se caracteriza
por los valores de composición y temperatura CE
y TE, que para el caso del sistema cobre plata
son 71.9 % de plata y 780ºC respectivamente.
Una aleación de composición CE (denominada aleación eutéctica) experimenta una reacción eutéctica al cambiar la
enfriamiento
L(71.9% en peso de Ag) α(7.9% en peso de Ag)+ β(91.2% en peso de Ag)
calentamiento
enfriamiento
L(CE) α(CαE)+ β(CβE)
calentamiento
temperatura a través de TE. Esta reacción se puede escribir:

Desarrollo de microestructuras en aleaciones eutécticas
a
1. Aleación eutéctica
temperatura / ºC línea enfriamiento
400
300
200
100
0
α+β
líquido
α+ L
aleación eutéctica
α β + L
Pb 20 40 60 80 Sn
α
β
α
β
α
β
81% Pb
97.5% Sn
81% Pb
97.5% Sn
81% Pb
97.5% Sn
b
1
2
microconstituyente
eutéctico
porcentaje en peso de Sn
Línea de enfriamiento de la aleaión eutéctica Pb-Sn, configuración laminar de la
estructura resultante (microconstituyente eutéctico)

2. Aleaciones hipoeutécticas
temperatura / ºC
400
300
200
100
0
a
línea enfriamiento
aleación hipoeutéctica
α+β
α+ L
líquido
α β + L
Pb 20 40 60 80 Sn
b
1
2
fase α microconstituyente
eutéctico
Combinación de fase α y microconstituyente eutéctico

3. Aleaciones hipereutécticas
Si el contenido de Sn está entre un 61 y un 97.5% la aleación se denomina hipereutéctica y el
tipo de microconstituyente a partir del que está formada es análogo al de las aleaciones
hipoeutécticas, lógicamente sustituyendo las inclusiones de fase α por inclusiones de fase β.
4. Aleaciones con bajos contenido de aleantes
Para contenidos muy bajos de Pb o muy bajos de Sn la situación es análoga a la de las
aleaciones isomórficas binarias, formándose una sola fase α o β.

Propiedades de las aleaciones eutécticas
1.01
0.72
0.43
hipoeutéctico hipereutéctico
se incrementa el eutéctico
endurecimiento por
dispersión de la fase α
endurecimiento por
dispersión de la fase β
Pb 20 40 60 80 Sn
resistencia a latracción /
MPa
0.14
endurecimiento por
solución sólida
Valores para la resistencia a la tracción de la aleación Pb-Sn
Dos mecanismos de endurecimiento:
endurecimiento por solución sólida y el endurecimiento por dispersión
El material óptimo es el eutéctico

El sistema hierro-carbono Hierros: Es normal denominar así a
1500
γ+Fe3C
Fe 1 2 3 4 5 6 Fe3C
peso porcentual de carbono
1000
500
temperatura / ºC
α+Fe3C
γ+L
L+Fe3C
L
γ
α+γ
α
δ+L
δ δ+γ
6.67
2.11 4.3
727 ºC
0.77
0.0218
aleaciones hierro-carbono con bajo contenido de
éste último, menor de un 0.008%..
Aceros: El contenido de carbono está en el
intervalo entre el 0.008% y el 2.11%.
Fundiciones: El contenido mínimo de
carbono es relativamente alto, de
aproximadamente un 2%, mientras que el
contenido práctico máximo es de
aproximadamente un 4.3%. El elevado porcentaje
de carbono hace que estas aleaciones sean, en
general, frágiles y poco dúctiles.
El carbono es un soluto intersticial para el hierro
y forma solucione sólidas con la ferrita y la
ausenita
Aunque este en muy poca proporción el carbono
tiene una gran influencia en las propiedades de la
ferrita α

El sistema hierro-carbono
a b
Microfotografías: a) ferrita (aumentos x500), b) austenita (aumentos x500)

1500
γ+Fe3C
Fe 1 2 3 4 5 6 Fe3C
1000
500
temperatura / ºC
α+Fe3C
γ+L
L+Fe3C
L
γ
α+γ
α
δ+L
δ δ+γ
6.67
2.11 4.3
727 ºC
0.77
0.0218
En el eje derecho del diagrama la composición de
carbono es de un 6.7%, valor que coincide con el
necesario para formar el compuesto intermetálico carburo
de hierro (Fe3C) o cementita. La parte de interés
industrial del diagrama de fases hierro-carbono se
denomina diagrama de fases hierro-carburo de hierro
debido a que a todos los efectos el carburo de hierro se
puede considerar como una de las componentes.
La importancia práctica de este compuesto
radica en que, desde un punto de vista mecánico, es
duro y frágil, por lo que su presencia va a aumentar la
resistencia mecánica (endurecimiento por dispersión).
Por otra parte, y desde un punto de vista
estructural, la cementita es un compuesto
termodinámicamente metaestable; no obstante, debido a
que su velocidad de descomposición (en ferrita y carbono)
es extremadamente lenta, el diagrama de fases puede
considerarse válido a todos los efectos.

peritéctica
En el diagrama de fases existen tres reacciones
fundamentales, si bien dos de ellas son las que tienen
Fe 1 2 3 4 5 6 Fe3C
1500
1000
500
temperatura / ºC
eutéctica
eutectoide
compuesto
intermetálico
importancia industrial
Reacción eutéctica
enfriamiento
L(4.3% en peso de C) γ+Fe3C(6.7% C)
calentamiento
Reacción eutectoide
enfriamiento
γ(0.77%C) α(0.022% C)+ Fe3C(6.7% C)
calentamiento

Desarrollo de microestructuras en los aceros
1. Acero eutectoide
Fe 1 2
1000
500
temperatura /
ºC
γ
α+γ
α
α+Fe3C
a
b
línea de enfriamiento acero
eutectoide
Microestructura se caracteriza por sus
reflejos nacarados, aspecto por el cual en
1864, Sorby la bautizó con el nombre de
1 fase α (clara) Fe3C (oscura)
2
3
perlita
. a) Proceso de enfriamiento lento para un acero eutectoide, b) estructura de la perlita (aumentos x500)

2. Aceros hipoeutectoides:
Contenido de carbono está comprendido en el intervalo entre 0.022% y 0.77%.
a
Fe 1 2
1000
500
temperatura / ºC
α+γ γ
α
α+Fe3C
b
línea de enfriamiento acero
hipoeutectoide
perlita ferrita
a) Proceso de enfriamiento lento para un acero hipoeutectoide, b) estructura resultante de dicho enfriamiento (aumentos x500).

3. Aceros hipereutectoides:
Contenido de carbono entre un 0.77% y un 2.11%
línea de enfriamiento
acero hipereutectoide
Fe 1 2
1000
500
temperatura / ºC
γ
α+γ
α
α+Fe3C
a
b
perlita cementita
Proceso de enfriamiento lento para un acero hipereutectoide, b) estructura resultante de dicho enfriamiento (aumentos x500)

El factor tiempo en las transformaciones de fase
Enfriamiento lento: equilibrio termodinámico, válido el diagrama de fases
En situaciones reales, los enfriamientos son más rápidos, hay que introducir el factor tiempo en
nucleación crecimiento
los diagramas de fases
logaritmo del tiempo de calentamiento
1.0
0.5
0
fracción de material
transformado
Evolución con el tiempo de una típica transformación de fase
Durante el proceso de formación de la nueva fase
existen dos etapas claramente diferenciadas. En
primer lugar ocurre la nucleación, o creación de
partículas submicroscópicas capaces de crecer; las
zonas más probables para que suceda esta etapa
son las imperfecciones, especialmente los límites de
grano. Durante la segunda etapa, denominada
crecimiento, se produce el aumento de volumen del
núcleo inicial
Ecuación de Avrami
y =1−exp(−ktn )

Diagramas temperatura-tiempo-transformación (TTT)
1.0
0.5
0
t0.5
porcentaje de austenita
transformado en perlita
1 10 102 103 104 105
tiempo / s
temperatura eutectoide
800
700
600
500
400
temperatura / ºC
curva 50% transformación
curva final
(100 % perlita)
austenita estable
austenita inestable
curva inicio
(0% perlita)
1 10 102 103 104 105
tiempo / s
perlita gruesa
perlita fina
transformación a 675 ºC
final de la transformación
inicio de la transformación
Diagrama tiempo-temperatura-transformación
para un acero de
composición eutectoide

Diagramas temperatura-tiempo-transformación (TTT)
perlita + P
A+B
tiempo / s
A
M (inicio)
M (50%)
M (90%)
800
700
600
500
400
300
200
100
0
10-1 1 10 102 103 104 105
temperatura / ºC
austensita
B
M+A
A
Diagrama TTT completo para un acero de composición eutectoide. A = austenita, P = perlita, B = bainita, M = martensita

Estructura de la bainita (aumentos x500)
fcc
átomos de carbono
atrapados en el eje c
de la estructura tcc
tcc
a a
c
3.00
2.95
2.90
2.85
2.80
eje c
eje a
porcentaje de C en la martensita
parámetro de red / Å
0 0.4 0.8 1.2 1.6
a
c
b
a) Estructura cristalina de la martensita, b) longitud de los ejes a y c
en función del contenido de carbono, c) microfotografía de la
martensita (aumentos x500)
Bainita
Martensita

Diagramas de transformación por enfriamiento continuo (CCT): Válidos en
situaciones reales de enfriamiento
tiempo (s)
M (inicio)
M (50%)
M (90%)
800
700
600
500
400
300
200
100
0
10-1 1 10 102 103 104 105
temperatura / ºC
transformación por
enfriamiento continuo
Paso del diagrama TTT al CCT

Diagramas de transformación por enfriamiento continuo (CCT): Válidos en
situaciones reales de enfriamiento
Velocidad de enfriamiento rápida:
Velocidad media: martensita+perlita
temperatura de
iniciación en la
formación de la
martensita
velocidad de
enfriamiento
crítica (140 ºC/s)
velocidad de
enfriamiento (35ºC/s)
martensita perlita
martensita + perlita
800
700
600
500
400
300
200
100
0
10-1 1 10 102 103 104 105
tiempo / s
temperatura / ºC
Martensita
Velocidad lenta: Perlita
Diagrama CCT y líneas características de enfriamiento continuo para el acero eutectoide

Propiedades mecánicas de los diferentes microconstituyentes del acero
perlita+ferrita
perlita+Fe3C
0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0
900
700
500
300
100
80
60
40
20
porcentaje en peso de C
esistencia a la tracción /MPa
límite elástico y
elongación / %
1100
resistencia a la tracción
límite elástico
elongación
Comportamiento mecánico de la perlita fina en función del
contenido de carbono
perlita fina
perlita gruesa
0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0
dureza Brinell
280
240
200
160
120
80
composición porcentual en C
Comportamiento mecánico de la perlita fina y
de la perlita gruesa en función del contenido
de carbono
Enfriamiento muy lento: perlita gruesa
Menos lento: perlita fina

Propiedades mecánicas de los diferentes microconstituyentes del acero
Bainita
Los aceros bainíticos son más duros y resistentes que los perlíticos. La razón que justifica este
comportamiento es que estos materiales presentan una estructura más fina, a base de partículas
muy pequeñas de cementita en un matriz ferrítica (endurecimiento por dispersión). Estos materiales
presentan una interesante combinación de resistencia y ductilidad.
700
600
500
400
300
200
100
0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0
porcentaje en peso de C
dureza Brinell
martensita
perlita fina
Dureza de un acero martensítico y de uno perlítico en función del contenido de carbono
Martensita

Tratamientos térmicos de los aceros
A1
tiempo
temperatura
A3
T N R
(1)
(2)
(3)
1000
600
temperatura / ºC
A1
A3
1. Calentamiento del material hasta la temperatura prevista
2. Mantenimiento a esta temperatura
3. Enfriamiento hasta temperatura ambiente
727 ºC
0 1 2

Recocido: Este proceso se lleva a cabo para eliminar tensiones,
incrementar la plasticidad, la ductilidad y la tenacidad y/o producir una
microestructura específica. En otros términos, es un tratamiento que trata de
llevar al material a un estado de equilibrio ideal.
Normalizado:Los aceros que se han deformado plásticamente contienen
granos de perlita. Estos granos son relativamente grandes, lo que resulta un
inconveniente en sus eventuales aplicaciones. Para mejorar sus propiedades y
obtener una distribución de granos uniforme se someten a un proceso de
afinado o normalizado.
Templado: El tratamiento de templado busca conseguir que el acero esté
constituido por martensita.

Un mismo acero puede tener propiedades mecánicas muy diferentes dependiendo
de su microestructura
T N
R
σ
ε
Ensayo esfuerzo-deformación para el mismo acero tras ser sometido a un proceso de templado (T),
normalizado (N) y recocido (R). (x=fractura)

Revenido de la martensita: La martensita resultante de un enfriamiento
rápido del acero (templado) es excesivamente frágil y por ello, en la mayor
parte de las aplicaciones, este acero es inservible
Este procedimiento consiste esencialmente en calentar el acero martensítico
a una temperatura inferior a la eutectoide (A1), entre 150 y 600ºC, durante
un cierto periodo de tiempo (una hora aproximadamente).
Al ser la martensita una estructura de no equilibrio, dicho tratamiento da
lugar a su parcial transformación en dos fases estables: ferrita y cementita.
La microestructura de la martensita revenida resultante está
constituida por partículas extremadamente pequeñas y uniformemente
dispersadas en una matriz ferrítica continua

La extraordinaría capacidad del acero para dar lugar a diferentes
microestructuras y por tanto a las distintas propiedades que acabamos
de analizar, es parte fundamental de las tecnologías de producción y
transformación de piezas con base aceros. Sin querer realizar una
discusión exhaustiva, se muestran a continuación algunos aspectos
relaccionadas con estas ideas
Tratamientos superficiales
Calentamiento selectivo de la superficie: Se calienta la superficie por encima
de la temperatura A3, mientras que se mantiene el centro de la pieza por
debajo de A1. Una vez templado el acero, el centro de la pieza seguirá siendo
una mezcla de ferrita y perlita blandas, en tanto que la superficie será de
martensita. La profundidad de la capa de martensita se corresponde con la
profundidad de la capa endurecida. El revenido produce la combinación adecuada
de dureza y tenacidad en la superficie. El calentamiento local de la pieza se
puede conseguir por diversos procedimientos: llama de gas, bobina de inducción
eléctrica , irradiando con radiacion laser, o mediante un haz electrónico.

Cementación. En el caso de que la dureza superficial deseada sea aún mayor
a la que se puede conseguir mediante el proceso previo se recurre a otros
procedimientos.
En la cementación, se difunde carbono a través de la superficie del metal
a una temperatura por encima de A3
Templabilidad
Los tratamientos anteriores permiten obtener una microestructura heterogenea. Sin embargo
en ciertas ocasiones se necesita una microestructura homogenea en el material . El concepto de
templabilidad es una factor clave en estas situaciones.
En los aceros de bajo contenido de carbono la nariz de las curvas TTT o CCT ocurre a tiempos muy
cortos. Este hecho hace que para producir solo martensita se deba recurrir a velocidades de enfriamiento
muy elevadas. En seciones de acero delgadas, estas velocidades pueden producir distorsión y grietas. En
piezas de mayor sección, no es posible producir una estructura 100% martensita mediante los
procedimientos de enfriamiento habituales.
Este dificultad se resuelve introduciendo en la formulación elementos adicionales. Por
ejemplo, la adición de elementos como molibdeno, cromo o niquel en una proporción del 2 al 7%
permiten, mediante enfriamiento en aceite o aire, conformar materiales con una estructura
martensítica que son utilizados en la fabricación de cigueñales, llaves de herramientas, muelles,
etc.

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