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                                  EL DIAGRAMA Fe-C




La adición de elementos de aleación al hierro influye en las temperaturas a que se
producen las transformaciones alotrópicas. Entre estos elementos, el más importante es
el carbono.

El diagrama hierro-carbono, aun cuando teóricamente representa unas condiciones
metastables, se puede considerar que en condiciones de calentamiento y enfriamiento
relativamente lentas representa cambios de equilibrio.

En el diagrama aparecen tres líneas horizontales, las cuales indican reacciones
isotérmicas. La parte del diagrama situada en el ángulo superior izquierdo de la figura
se denomina región delta. En ella se reconocerá la horizontal correspondiente a la
temperatura de 1493ºC como la típica línea de una reacción peritéctica. La ecuación de
esta reacción puede escribirse en la forma.
La máxima solubilidad del carbono en el hierro delta (de red cúbica centrado en el
cuerpo) es 0,10 % de C, mientras que el Fe gamma (de red cúbica centrado en las caras)
disuelve al carbono en una proporción mucho mayor. En cuanto al valor industrial de
esta región es muy pequeño ya que no se efectúa ningún tratamiento térmico en este
intervalo de temperaturas.

La siguiente línea horizontal corresponde a una temperatura de 1129ºC, esta
temperatura es la de solidificación del eutéctico. y la reacción que en ella se desarrolla
es:




La mezcla eutéctica, por lo general, no se ve al microscopio, ya que a la temperatura
ambiente la fase gamma no es estable y experimenta otra transformación durante el
enfriamiento.

La última línea horizontal, se presenta a los 722ºC, esta línea corresponde a la
temperatura de formación del eutectoide, y al alcanzarse en un enfriamiento lento la fase
gamma debe desaparecer. La ecuación de la reacción eutectoide que se desarrolla puede
expresarse por:




En función del contenido de carbono suele dividirse el diagrama de hierro-carbono en
dos partes: una que comprende las aleaciones con menos del 2 % de carbono y que se
llaman aceros, y otra integrada por las aleaciones con más de un 2 % de carbono, las
cuales se llaman fundiciones. A su vez, la región de los aceros se subdivide en otras dos:
una formada por los aceros cuyo contenido en carbono es inferior al correspondiente a
la composición eutectoide (0,77 %C) los cuales se llaman aceros hipoeutectoides, y la
otra compuesta por los aceros cuyo contenido se encuentra entre 0,77 y 2 %, y que se
conocen por aceros hipereutectoides.
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1. SOLIDIFICACIÓN
        1.1. Introducción
               En general, los productos metálicos se originan en una primera etapa en
               estado líquido, luego del cual se pasa al estado sólido mediante moldes o
               por colada continua. El proceso de solidificación es determinante para la
               calidad del producto final, porque si el material queda defectuoso en esta
               etapa, será muy difícil efectuar las correcciones en el procesamiento
               posterior.

                Defectos frecuentes de la etapa de fusión y solidificación son:


                     porosidades
                     microgrietas
                     inclusiones no metálicas
                     segregación de elementos de aleación
                     formas de granos muy heterogéneas (por ejemplo: granos muy
                       alargados y granos pequeños)
                     rechupes, (huecos debidos a la contracción del metal líquido al
                       solidificarse y que no han sido llenados por más metal líquido).


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

1. SOLIDIFICACIÓN
        1.2. Nucleación

                La transformación de líquido a sólido ocurre en dos etapas. La primera,
                es la nucleación de la fase sólida en la fase líquida, donde se genera una
                superficie sólido-líquido que tiene una energía de superficie
                (energía por unidad de superficie) y, la segunda, se refiere al crecimiento
                de estos núcleos a medida que desciende la temperatura. Por lo tanto,
                durante la solidificación coexisten ambas fases, sólida y líquida.

                La relación entre las velocidades de nucleación y crecimiento
                determinará la forma y el tamaño de los granos del sólido resultante.


                La velocidad de nucleación         se puede expresar por:



                                                                    (1)

                donde :
                                                    (2)

El primer término de (2) corresponde al calor latente de solidificación, y
el segundo término corresponde al grado de sobreenfriamiento T-TE.

 G* proviene de la barrera de energía necesaria para vencer la
resistencia a la formación de una superficie entre el líquido y el sólido.

 ED proviene de la barrera de energía que existe para producir la
difusión de átomos que deben desplazarse para ubicarse ordenadamente
en el nuevo núcleo cristalino.

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




Una característica importante de la cristalización de los sólidos es que a
presión constante poseen una temperatura característica de equilibrio
sólido/líquido, TE. Solamente a esta temperatura existe el equilibrio, por
lo tanto, podemos decir que las energías libres del sólido y del líquido
son iguales. A una temperatura mayor a TE la fase líquida posee una
energía libre menor que la fase sólida siendo, por lo tanto, la fase estable.
Análogamente, a temperatura menor a TE la fase sólida posee una
energía libre menor que la fase líquida, luego, la fase estable es la sólida.

Cabe señalar que si el líquido se enfría a una temperatura menor que TE
no se produce la cristalización en forma inmediata, se requiere de un
cierto grado de sobreenfriamiento para que el proceso de solidificación
             comience. Como se muestra en la Figura 1.2-1:


                    El líquido es enfriado hasta TE , corresponde a la zona a.

                    El líquido debe ser sobreenfriado en una cantidad  T para
                     comenzar la nucleación. El  T será mayor para nucleación
                     homogénea, (curva b), que para nucleación heterogénea, (curva c).

                    Si continúa el crecimiento de los núcleos, se eleva la temperatura
                     hasta TE , producto del calor latente de solidificación, y de esta
                     manera se mantiene constante esta temperatura. Esto coincide con
                     lo establecido en la regla de las fases de Gibbs. Cuando la
                     solidificación termina y ya no hay más calor latente entregado al
                     sistema, la temperatura de sólido comienza a descender, zona d.


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

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

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



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

               Si  Sf > 2R, entonces  Gs alcanza mínimos para fracciones NA /N

               cercanos a 0 ó a 1; obviamente el cristal crecerá cuando          y no
               cuando es cercano a 0, el núcleo crecerá por capas completas, generando
               superficies planas o faceted, con planos cristalográficos característicos.

               Los metales, normalmente, tienen  Sf  2R, por lo tanto, su crecimiento
               será irregular o non faceted, y sus cristales presentarán superficies
               externos de formas irregulares. En cambio, los metaloides como el Bi,
               Ga, Sb, As y los semiconductores Si, Ge tienen  Sf > 2R y crecen con
               caras planas o faceted, observándose en ellos el típico aspecto
               "cristalino".

1. SOLIDIFICACIÓN

1.4 Crecimiento estable e inestable de cristales metálicos
La forma de crecimiento de un sólido en un líquido depende del gradiente de
temperatura delante de la interfase sólido-líquido, (S-L). Como se señaló anteriormente,
para producir solidificación es necesario sobreenfriar el líquido bajo la temperatura de
fusión Tf ; al formarse una cierta cantidad de sólido se expulsa calor latente el cual eleva
la temperatura de la interfase S-L produciéndose alguna de las siguientes situaciones:
 Gradiente positivo de temperatura delante de la interfase S-L, (Figura 1.4-1).
Cuando se tiene un gradiente de temperatura positivo el calor debe ser extraído por el
sólido. El movimiento de la interfase es controlado por la cantidad de calor removido a
través del sólido. Además la interfase debe ser isotérmica y moverse con velocidad
uniforme. Si una protuberancia de sólido avanza hacia el líquido ésta se encuentra con
líquido sobrecalentado y se disuelve. Se produce así un crecimiento con una interfase de
forma plana o redondeada, pero sin protuberancias.

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



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




El crecimiento de las dendritas no es simplemente el avance de alguna protuberancia en
la interfase. Los brazos de las dendritas crecen en ciertas direcciones cristalográficas
específicas, determinadas por la estructura cristalográfica de cada metal:
                     Estructura          Dirección de los brazos de
                     Cristalina                  dendritas
                        FCC                        < 100 >
                        BCC                        < 100 >
                        HCP                        < 10T0 >
                                        Tabla 1.




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




Primer caso

Para el equilibrio de enfriamiento de una aleación de composición C0, Figura 1.5-1,
consideraremos que no hay barreras para la nucleación de la fase sólida, es decir, que no
será necesario un sobreenfriamiento de la fase líquida para que ésta comience, y que el
enfriamiento será lo suficientemente lento como para permitir que los gradientes de
concentración cambien suavemente.

A T1 el primer sólido que nuclea tiene composición C1s , (cabe señalar que esta es la
composición del sólido que se encuentra en equilibrio con el líquido C0 o C1L a
temperatura T1 ). Al disminuir la temperatura el líquido continúa enriqueciéndose en B
y va aumentando el tamaño de los núcleos, (crecimiento), por adición sucesiva de
nuevas unidades cristalinas que contienen proporciones mayores del metal disuelto. Por
ejemplo a temperatura T2 la composición del sólido es C2s y la del líquido C2L. La
solidificación prosigue hasta que la última gota del líquido, de composición C3L,
solidifique a temperatura T3 en un sólido de composición C3s. De este modo, bajo las
condiciones de enfriamiento en equilibrio la composición final del sólido es uniforme, y
es exactamente igual a la composición del líquido del cual se comenzó.



Segundo caso

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




A T1 el primer sólido que nuclea tiene composición C1s, Figura 1.5-2. Al bajar la
temperatura, en los casos reales, la velocidad de enfriamiento es relativamente rápida y
no hay tiempo de homogeneizar la composición del sólido, ya que la difusión en este
estado es más lenta que en la líquida, por consiguiente hay un gradiente de
concentración de soluto entre las partes que solidificaron primero y las que lo hicieron
al final. Debido a lo anterior, el promedio de concentración de soluto en el sólido
seguirá la línea de trazos, y a T3 todavía quedará líquido aún cuando, en equilibrio éste
debería haber desaparecido y la composición promedio del sólido será inferior a C0. Por
tanto la solidificación continuará hasta que la composición promedio del sólido se a
igual a C0, esto ocurre a temperatura T5, y el sólido formado tendrá concentraciones de
soluto mayores que C0, debido a la gran concentración de soluto en el líquido hacia el
final de ésta.

Debido a los gradientes de concentración de soluto, el ataque superficial de la muestra
metalográfica presenta diferencias de tonalidades, Figura 1.5-3. Especialmente notable
es la fuerte acumulación de soluto en el sólido formado al final del proceso, lo que
produce una coloración muy destacada de estas zonas.




La segregación de soluto, que se observa en la Figura 1.5-3, genera en las regiones
solidificadas al final, zonas de menor punto de fusión que el esperado para la aleación;
esto es peligroso si se hacen tratamientos térmicos posteriores, porque ciertos lugares
pueden llegar aún al punto de fusión. Esta segregación puede reducirse mediante un
tratamiento de homogenización, que consiste en calentar por tiempo prolongado la pieza
sólida, para que por difusión se homogenice el contenido de soluto. Como este proceso
es caro, se realiza sólo si se justifica.

La variación en la composición de una estructura segregada entre los centros y bordes
de los granos depende de la velocidad de enfriamiento, la separación entre curvas
sólidus y líquidus, y la composición inicial de la aleación. De lo anterior se deduce que
el gradiente de concentración crece con la velocidad de solidificación y con el aumento
de la separación entre curvas sólidus y líquidus.

1. SOLIDIFICACIÓN
1.6 Solidificación de aleaciones. Inestabilidad en la interfase sólido-
líquido
Para este análisis usemos un modelo simplificado de solidificación unidireccional, ver
Figura 1.6-1 y Figura 1.6-2. Supongamos una aleación de composición C0, el primer
sólido que solidifica tiene una composición Cs < C0 y rechaza soluto a la interfase,
enriqueciendo la fase líquida.
Consideremos que la fase sólida avanza en un molde estrecho con una velocidad de
crecimiento controlada por el la velocidad de extracción de calor desde el extremo
sólido. El rechazo del soluto hacia el líquido y el gradiente de temperatura existente en
la interfase están expresados esquemáti-camente en la Figura 1.6-1 (b). Al continuar la
solidificación, el sólido se enriquece en soluto, pero sigue conteniendo menos soluto
que C0, por tanto continua expulsando soluto al líquido. Llega un instante en que el
sólido alcanza la composición C0 y la solidificación continua a T = Ti, el exceso de
soluto se acumula en la interfase S-L.

El soluto rechazado intenta redistribuirse en el líquido por difusión lejos de la interfase,
pero a menos que la velocidad de crecimiento del cristal sea extremadamente lenta
lograremos un gradiente de concentración bastante pronunciado en la interfase, ver
Figura 1.6-2 (a).




En la interfase S-L coexisten en equilibrio: sólido de composición C0 y líquido de
composición C0/k, siendo k = CS / CL , a medida que nos alejamos de la interfase, en la
dirección del líquido, la composición de éste disminuye en soluto y por tanto su
temperatura de solidificación aumenta desde Ti hasta To. La Figura 1.6-2 (b) muestra la
variación de Tliquidus con la distancia en el líquido y muestra también dos posibles curvas
de distribución de temperaturas reales en el líquido, G1 y G2. Si el gradiente de
temperatura en el líquido es grande (G1 ), la interfase avanza en forma estable sin
protuberancias. por otro lado, si el gradiente de temperatura es pequeño (G2), el líquido
de la zona achurada queda sobreenfriado, éste se llama sobreenfriamiento
constitucional. Si una protuberancia crece en la interfase S-L, ésta encontrará líquido
sobreenfriado y tenderá a crecer aún más, produciéndose así un crecimiento inestable
del sólido. El avance máximo de la protuberancia corresponde a la longitud de la zona
de sobreenfriamiento constitucional, la cual normalmente puede variar entre 0,1 y 1 mm.
Si esta zona es pequeña se produce un crecimiento tipo celular, Figura 1.6-3, con los
bordes entre celdas más ricos en soluto que la región central, estos bordes quedarán
destacados cuando se ataque con ácido una superficie pulida, Figura 1.6-4.




Si la zona sobreenfriada es más larga, se produce un crecimiento celular-dendrítico o
dendrítico. Debido a la mayor concentración de soluto del líquido que solidifica al final,
las regiones interdendríticas quedarán dibujadas y visibles para la observación
metalográfica.

El estado final para un latón 70-30 fundido se muestra en la Figura 1.6-5, en ésta se
observa segregación de soluto que dibuja el desarrollo dendrítico de la solidificación.

Utilizando el modelo de la barra solidificada unidireccionalmente, la Figura 1.6-6,
muestra como la deshomogeneidad de la distribución de soluto (macro-segregación)
crece desde la forma de solidificación estable con frente plano, siguiendo con el
crecimiento celular hasta el crecimiento dendrítico.
La zona de SEC, es decir, de sobreenfriamiento constitucional, crece con las siguientes
condiciones de solidificación:

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

              Una mayor zona de SEC fomenta la formación de crecimiento dendrítico,
              por tanto, las anteriores variables, (gradiente en el líquido, velocidad de
              solidificación y contenido de soluto), se han relacionado en la Figura 1.6-
              7, para mostrar las combinaciones que producen crecimiento dendrítico,
              celular y plano.

              Los brazos secundarios en un crecimiento dendrítico tienden a
              engrosarse y disminuir en número al aumentar el tiempo local de
              solidificación.

              Siendo ls el espaciamiento entre dendritas secundarias, que es
              equivalente al tamaño de grano en piezas laminadas, se tiene que:

                     Si t* aumenta, entonces ls también aumenta.
                     Si ls disminuye, la resistencia mecánica aumenta.
                     Si ls aumenta, se obtendrá un material más blando.
               Es importante destacar que la microsegregación en el sólido está
               determinada por el espaciamiento entre dendritas secundarias.




Por otra parte, los diferentes tipos de crecimiento también afectan la macrosegregación,
es decir, diferencias de concentraciones de soluto en distancias grandes del sólido.
1. SOLIDIFICACIÓN
1.7 Estructuras características de lingotes
Los lingotes nunca son usados directamente en aplicaciones comerciales, es decir, son
productos intermedios, destinados a ser transformados en otros productos, mediante
deformación plástica, tales como: barras, tubos, planchas, alambres y perfiles. Los
procesos usuales para obtener estos productos son:
 Laminado en caliente y en frío
 Forja
 Extrusión
 Trefilación.
La calidad de un lingote para su posterior conformado plástico depende de dos
características principales:
 El tipo de grano, es decir, la forma, el tamaño y la orientación de éstos.
 La ubicación y distribución de deshomogeneidades de composición.
En la estructura del lingote, Figura 1.7-1, pueden distinguirse tres zonas, dependiendo
del tipo de grano que se ha desarrollado durante el enfriamiento y su ubicación, como
son:

                   a.   Zona Chill
                   b.   Zona Columnar
                   c.   Zona de Granos Equiaxiales
                   d.   Zona Chill

               Corresponde a una zona de enfriamiento rápido. Ésta se forma en la
               superficie del molde debido al gran sobreenfriamiento que sufre el metal
               líquido al entrar en contacto con el molde frío. Debido a esto la
               nucleación será heterogénea y su velocidad rápida, produciendo una
               abundante nucleación de cristales pequeños más o menos equiaxiales y
               de crecimiento dendrítico.

               La extensión de la zona chill depende de las varias condiciones tales
               como:

                   e.   Material del molde
                   f.   Temperatura del líquido al verterlo en el molde
                   g.   Temperatura del molde
                   h.   Conductividad térmica del molde

               Cuando el líquido está sobrecalentado y las paredes del molde están frías,
               la zona chill será estrecha, pero si el líquido es vaciado al molde a una
               temperatura levemente superior a la de solidificación, habrá una zona
               más amplia de líquido sobreenfriado produciéndose más nucleación, y
               por lo tanto, la zona chill será más ancha. De aquí podemos deducir que:
               la zona chill decrece con la mayor temperatura del metal líquido
               (sobrecalentamiento) 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 están favorablemente orientados para crecimiento rápido, como
se muestra en la Figura 1.7-2.

En metales FCC y BCC las direcciones de crecimiento rápido de las dendritas son las de
la familia <100>; se desarrollarán más aquellos granos con direcciones de crecimiento
rápido paralelas a la dirección de extracción de calor. La existencia de una zona
columnar produce orientaciones preferenciales de los cristales en el lingote y por
consiguiente produce anisotropía de las propiedades mecánicas, lo que hace
indispensable la deformación plástica posterior. Es importante destacar que el
crecimiento de los granos columnares no es sólo en su longitud, sino también según su
diámetro y que los bordes de grano recogen impurezas.

 Zona central de granos equiaxiales
El líquido de la región central puede sobreenfriarse tanto por efectos térmicos así como
por sobreenfriamiento constitucional; de esta manera se desarrolla una zona central de
granos equiaxiales.

En las aleaciones es importante el SEC, pues promueve el desarrollo de la zona
equiaxial central. Este sobreenfriamiento se produce cerca del centro del lingote debido
a que:

 Algunos cristales formados en la zona chill son barridos desde las paredes del molde
por corrientes de convección hacia el interior del lingote. Si la temperatura de vaciado
del líquido es baja estos cristales no serán completamente refundidos y servirán como
cristales-semillas en la parte central del lingote.
 En aleaciones la dendritas celulares de la zona columnar crecen con una gradiente de
concentración. Las desomogeneidades químicas permiten que algunos brazos
secundarios o terciarios de las dendritas se separen de la rama principal y sean barridos
hacia el centro del lingote por corrientes de convección.
1. Existe una tercera posible forma de generación de la zona
   equiaxial, la cual señala que esta zona se puede formar por la
   precipitación de pequeños cristales desde la cara superior del
   lingote donde el líquido ha sido emfriado por pérdidas de calor
   por radiación.
La Figura 1.7-4 muestra diferentes lingotes de una aleación cobre-aluminio de distinto
grado de pureza, en los cuales se observa que la proporción de granos columnares se
reduce considerablemente respecto a los granos equiaxiales: con menor
sobrecalentamiento del líquido y con mayor nivel de soluto de cobre en el de aluminio,
estas condiciones producen un refinamiento de los granos del lingote.

El menor sobrecalentamiento implica un gradiente menor de temperatura en el líquido
que es enfriado, por tanto la nucleación de granos sólidos se inicia en todas partes del
lingote, lográndose así un grano final más fino. Con mayor nivel de soluto de Cu la
diferencia entre T0 y Ti, Figura 1.6-2 (b), es mayor y una región más amplia queda con
sobreenfriamiento constitucional, esto incrementa la zona de nucleación simultánea
produciendo así un refinamiento del grano.
Para disminuir o eliminar la zona columnar en la colada continua se ha ensayado la
aplicación de un campo magnético que agite el líquido, y que por ende quiebre los
brazos dendríticos y forme nuevos núcleos.

La segregación de soluto puede aún llevar a la formación de segundas fases en
aleaciones que en sí son monofásicas, ejemplo de esto se ve en la Figura 1.7-5 (a), en
una aleación Cu-5%at Sn; la segunda fase puede ser eliminada mediante un recocido de
homogenización, Figura 1.7-5 (b), pero este proceso es caro porque se efectúa a alta
temperatura y por tiempo prolongado.




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

Cuando una aleación de composición eutéctica E comienza a solidificar hay tres fases
presentes: una fase líquida, L, y dos soluciones sólidas,  y  . La solidificación del
líquido eutéctico comienza con la deposición simultánea de las soluciones sólidas  y  ,
de composición C y D respectivamente, la temperatura permanece invariante hasta que
todo el líquido haya solidificado, lo que se explica mediante la regla de las fases de
Gibbs. Bajo la línea eutéctica se encontrarán dos fases sólidas,  y  , teniéndose
nuevamente un grado de libertad lo que permite que la temperatura continúe
disminuyendo.

En cambio, una aleación de composición F comienza a solidificar a T0. Las dendritas de
 aumentan desde T0 hasta TE. A una temperatura levemente superior a TE hay :

Dendritas de  : de composición C, con %( ) = (EF / CE) x 100

Líquido: de composición eutéctica, con %(liq) = (CF / CE) x 100
Los compuestos formados en la zona delimitada por las líneas liquidus y la isoterma del
eutéctico y las líneas solidus se conocen como compuestos proeutécticos.




Al enfriar por debajo de TE, todo el líquido solidifica como eutéctico, las fases  y 
solidifican estrechamente ligadas entre sí. Esto ocurre en diversas formas que se
muestran en la Figura 1.8-2.

Por otra parte, en una aleación de composición G, se observa que: si el enfriamiento es
lento, se obtendrá una solución sólida homogénea; en cambio, si el enfriamiento es bajo
condiciones normales, i.e. rápido, existirá material eutéctico entre granos de solución
sólida  , debido a la segregación interdendrítica.

El diagrama temperatura-tiempo para el enfriamiento de una aleación de composición C
a partir del líquido se muestra en la Figura 1.8-3:
A la temperatura eutéctica TE, la reacción es isotérmica porque de acuerdo a la regla de
las fases de Gibbs la transformación tiene 0 grados de libertad a presión constante:

                               L = 2 + 1 - 3 = 0 (p = cte.)

Entre T0 y TE la formación de fase  sólida retarda el enfriamiento por la entrega de
calor latente que se produce con el paso de líquido a sólido.



Las Figuras 1.8-4, 1.8-5, 1.8-6, 1.8-7 y 1.8-8 muestran diagramas de fases y
microestructuras: hipoeutécticas, hipereutécticas y eutécticas de diversos sistemas de
aleaciones.
De las figuras anteriores se puede concluir que hay diversos tipos de eutécticos: laminar,
de barras, globular y acicular.

La forma del eutéctico dependerá en gran medida de la energía de superficie,          ,
entre la fase  y la  :

 Si       es independiente de la orientación de la interfase, el eutéctico tiende a ser de
barras.
 Si       depende de la orientación de la superficie respecto de las direcciones
cristalográficas de ambas fases, entonces el eutéctico es laminar.
 El eutéctico globular minimiza el           creado, (mayor volumen de fase  por menor
área).
 En el eutéctico acicular la matriz crece non-faceted y la fase acicular en forma
faceted, ejemplo de esto es la aleación Al-Si, Figura 1.8-9.
 Los eutécticos laminar y de barras se forman cuando ambas fases son del tipo non-
faceted, su velocidad de crecimiento es controlada por la difusión del soluto en el
líquido, esto ocurre porque al formarse las dos fases sólidas, ( y  ), se produce una
fuerte redistribución de soluto. El movimiento de este último se produce por difusión en
el líquido, delante de la interfase sólido-líquido, como se muestra en la Figura 1.8-10.
Además es conveniente destacar el hecho que crecen con menor sobreenfriamiento que
el globular, el cual requiere múltiples nucleaciones.
Al aumentar la extracción de calor se disminuye el espaciamiento interlaminar ( ), esto
permite incrementar la velocidad de solidificación del líquido eutéctico. Lo anterior se
explica porque la difusión controla el avance de la interfase S-L, a una temperatura
constante se puede lograr mayor velocidad de solidificación acortando la distancia de
difusión y correspondientemente " ".

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




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




                                 1. Fundiciones de fierro

              Por su importancia industrial se analizará con más detalle la
              solidificación del fierro fundido y para esto es esencial observar el
              diagrama de fases Fe-C.
Se definirán a continuación los nombres que han asignado a las estructuras que aparecen
en este diagrama:

                     Cementita o carburo de hierro contiene 6,67% de C en peso y su
                      fórmula química es Fe3C. Es un compuesto típicamente duro y
                      frágil de baja resistencia tensil, pero de alta resistencia
                      compresiva. Es la estructura más dura que aparece en el diagrama.
                      Su estructura cristalina es ortorrómbica.
                     Austenita es el nombre dado a la solución sólida  . Es una
                      solución sólida intersticial de carbono disuelto en hierro  (FCC).
                      Su máxima solubilidad es del 2% de C. Generalmente no es
                      estable a temperatura ambiente, salvo bajo ciertas condiciones
                      especiales.
                     Ledeburita es la mezcla eutéctica de austenita y cementita.
                      Contiene 4,3% de C y se forma a temperatura eutéctica.
                     Ferrita es el nombre dado a la solución sólida  . Es una
                      solución sólida intersticial de una pequeña cantidad de carbón
                      disuelta en hierro  (BCC). La máxima solubilidad que tiene es
                      0,025% de C, a temperatura eutectoide, y a temperatura ambiente
                      disuelve 0,008% de C.
                     Perlita es el nombre que recibe la mezcla eutectoide que contiene
                      0,8% ce C y se forma temperatura eutectoide en enfriamiento
                       lento. Es una mezcla muy fina tipo laminar de ferrita y cementita.
                       La base o matriz ferrítica blanca que forma la mayor parte de la
                       mezcla eutectoide contiene delgadas placas de cementita.

               Las fundiciones de fierro son aleaciones de Fe con 2 a 4% de C y
               usualmente con 1% de Si. Una aleación de Fe 3% C puede solidificar
               según el diagrama de fases de equilibrio, i.e. Fe-grafito, o según el
               diagrama metaestable, Fe- Fe3C (cementita).

               Si la velocidad de extracción del calor es grande producto de un
               enfriamiento brusco, la solidificación se completa con el eutéctico Fe-
               Fe3C llamado ledeburita, el producto final se denomina fundición
               blanca, ésta se caracteriza por su color blanco y por ser bastante dura. La
               ledeburita consiste en láminas alternadas de austenita y Fe3C (cementita).




Si la composición es hipoeutéctica, por ejemplo 3% deC, primero se forman dendritas
non faceted de austenita proeutéctica, al llegar a la temperatura eutéctica, (1135 ºC), el
líquido restante solidifica como eutéctico de austenita-Fe3C (ledeburita). Cuando se
continúa el descenso de la temperatura y se baja de la temperatura eutectoide, (728 ºC),
la austenita se transforma en perlita. A menor temperatura no queda austenita sino que
toda ella se ha transformado en perlita, Figura 1.8-15 (a).

Si la composición es hipereutéctica, sobre la temperatura eutéctica se forman dendritas
(faceted) de Fe3C y al descender bajo la temperatura eutéctica finalmente solidifica la
ledeburita que forma la matriz; igual que en el caso anterior la austenita se transforma
en perlita al descender bajo la temperatura eutectoide, Figura 1.8-15 (b).
Algunos elementos de aleación como el Cromo, (Cr), promueven la formación de
fundición blanca.




El eutéctico de solidificación lenta crece como colonias de austenita con grafito, Figura
1.8-16 (a) y (b). Se forma así fundición gris. La presencia de silicio, Si, también
promueve la fundición gris. Si se ataca fuertemente la superficie pulida de una fundición
gris se observa con microscopio electrónico de barrido placas de grafito interconectadas
entre sí Figura 1.8-16 (c); el eutéctico se constituye con las placas de grafito y entre
ellas la austenita; a su vez la austenita se transformará en perlita cuando la temperatura
descienda de la eutectoide.
La adición de Cesio, (Ce), o Magnesio, (Mg), a la fundición gris, i.e. Fe-grafito, altera
fuertemente la morfología del grafito, en vez de crecer en placas va tomando formas
cada vez más redondeadas; con 0,13% en peso de Mg el grafito forma nódulos por lo
cual la fundición se llama nodular, Figura 1.8-17. Esta fundición tiene grandes
ventajas sobre la gris:

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

               Otro eutéctico de importancia tecnológica es el de la aleación Al-Si. El
               Silicio se desarrolla en forma faceted. Cuando el crecimiento se efectúa a
               baja velocidad, la fase Si se desarrolla con formas geométricas más
               regulares
               Si se agrega Na a la aleación el Silicio toma forma de fibras más cortas
               aumentando la ductilidad de la aleación Figura 1.8-18 (a).




1. SOLIDIFICACIÓN
1.9 Solidificación de peritécticos
A una temperatura levemente superior a Tp, una aleación C0 contiene aproximadamente
¼ p y ¾ Lp, a Tp se produce la reacción peritéctica y aparece la fase  , por
consiguiente habrá 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 solidificación de C0,
con la transformación peritéctica a temperatura constante, (regla de las fases de Gibbs:
L = 2 + 1 - 3 = 0).
Sin embargo, en la práctica, la solidificación ocurre en forma algo diferente, la
disolución de la fase  sólida requiere de tiempo, lo que se puede lograr sólo con
enfriamientos muy lentos. Normalmente la solidificación se efectúa rápido y no se
logran las condiciones de equilibrio.

Al ocurrir la transformación peritéctica, la fase  nuclea y crece en torno a los dendritas
de  proeutéctica disolviendo algo de la fase  , i.e. no toda; para  es más favorable
nuclear heterogéneamente en torno a las dendritas de  que en el líquido. La fase 
queda así rápidamente aislada del líquido por la fase  que la rodea y se corta la
reacción peritéctica. Al bajar aún mas la temperatura la única solidificación que ocurre
es más  .

La Figura 1.9-4 muestra la importante aleación 65%Sn-35%Cu: la fase gris corresponde
a dendritas de  ; éstas están recubiertas de fase blanca  , el resto que se ve obscuro es
eutéctico que se produce a 227 °C.




1. SOLIDIFICACIÓN
1.10 Reacciones en los Diagramas de Fases




      Figura 1. Reacción Eutéctica                     Figura 2. Reacción Peritéctica
          L    s +   s                               L +   s    s




      Figura 3. Reacción Eutectoide                    Figura 4. Reacción Peritectoide
          s    s +   s                            s +   s    s

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION
Cuando se deforma plásticamente un metal a temperaturas bastante inferiores a la de su
punto de fusión, se dice que el metal ha sido trabajado en frío. La mayor parte de la
energía empleada en esta deformación se disipa como calor, almacenándose una
pequeña fracción como energía de deformación. Ésta última se acumula en forma de
dislocaciones y de defectos puntuales, por ejemplo: ruptura de enlaces y vacancias.
Como el aumento de densidad de dislocación no es pareja, se producen zonas de mayor
densidad, lo que lleva a la generación de celdas.

Cuando se calienta este material ocurren dos procesos que disminuyen la energía interna
almacenada:

 Recuperación
 Recristalización
Además de los procesos antes mencionados y dependiendo del tiempo y de la
temperatura a la que se caliente el material, puede presentarse un tercer proceso
denominado crecimiento de grano, éste ocurre cuando se continúa el recocido luego de
completarse la recristalización.
2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION
2.1 RECUPERACION
La recuperación es la primera etapa del proceso de recocido. Por una parte, con mayor
temperatura se produce el alivio de esfuerzos internos causados por el trabajo en frío,
(tensiones residuales), y por otra parte, se producen cambios microestructurales que se
detallan más adelante..
La recuperación comprende una serie de fenómenos que ocurren a temperaturas más
bien bajas, con respecto a la temperatura de fusión del material, entre los que se pueden
destacar:

 Aniquilación de defectos puntuales
 Poligonización
 Caída de la resistividad eléctrica (R)
La aniquilación de defectos puntuales consiste en la difusión, mediante la adición de
calor, de las vacancias hacia las dislocaciones y bordes de granos, así se logra disminuir
su cantidad hasta el número de equilibrio a la temperatura correspondiente.

La poligonización consiste en la readecuación de un cristal flexionado para la cual éste
se descompone en cierto número de pequeños segmentos cristalinos con leves diferencia
de orientación íntimamente ligados, logrando que las dislocaciones se redispongan en
una configuración de menor energía, formando subgranos y bordes de grano de ángulo
pequeño.

La caída de la resistividad eléctrica (R) se ve afectada por las vacancias, cuyo campo de
deformaciones interfiere con el flujo de los electrones; al disminuir el número de
vacancias disminuye, también, R.

En la Figura 2.1-1 se observa el comportamiento de R para un alambre de cobre, (curva
superior), en ella se aprecian grandes caídas de la resistividad que se deben a entregas
de calor correspondientes a transformaciones al interior de material; paralelamente se
han registrado los calores entregados cuando ocurren cambios en la estructura interna
del metal, (curva inferior), la cumbre de esta última define la región de recristalización
del Cu.




Para recocidos a temperaturas más bien altas, las dislocaciones comienzan a agruparse y
a rediponerse y a redisponerse por medio de ascenso en configuraciones de menor
energía, por ejemplo, las dislocaciones entrelazadas desordenadamente, se disponen en
hexágonos formando subgranos, ver Figura 2.1-2 y 2.1-3.

Nota: en el hierro la temperatura a la cual ocurren estos fenómenos 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 plásticamente debe tener un exceso de dislocaciones de borde
positivas que quedan a lo largo de planos deslizantes activos; en la Figura 2.1-4 (a) se
aprecia una configuración de dislocaciones de alta energía de deformación, mientras que
la Figura 2.1-4 (b) muestra una disposición de baja energía de deformación, en este caso
las dislocaciones corren en dirección normal a los planos de deslizamiento, generando
límites de grano de ángulo pequeño. Este fenómeno requiere de abundante difusión
atómica y por tanto de temperaturas relativamente elevadas, por ejemplo, en el caso de
un cristal de Fe 3,25% Si este proceso se desarrolla entre 700 y 925 °C.
Cuando las dislocaciones de borde del mismo signo se acumulan sobre el mismo plano
de deslizamiento, sus campos de deformación son aditivos, Figura 2.1-5. Las regiones
inmediatamente superior e inferior a los planos de deslizamiento son zonas de alta
concentración de tensiones, de tracción y de compresión respectivamente, Figura 2.1-4
(a), sin embargo, al disponer las dislocaciones en una secuencia perpendicular al plano
de deslizamiento, los campos de deformación de las dislocaciones adyacentes se
cancelan parcialmente unos a otros, Figura 2.1-5 (b).

Figura 2.1-5. (a) Disposición de dislocaciones de alta energía de deformación; (b)
Formación de dislocaciones de baja energía de deformación. Las letras T y C
corresponden a esfuerzos de tensión y compresión respectivamente.

La Figura 2.1-6 muestra como las dislocaciones se redisponen en una configuración de
menor energía, formando subgranos y bordes de grano de ángulo pequeño, esto es
posible gracias a una técnica metalográfica mediante la cual es posible observar los
puntos de salida de éstas.




2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION
2.2 RECRISTALIZACION

              Si un metal previamente deformado en frío, es recocido a una
              temperatura suficientemente alta, (temperatura de recristalización),
              aparecen nuevos cristales en la microestructura, los que tienen idéntica
              composición 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 recristalización proviene de la energía
              almacenada del trabajo en frío.




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




2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION
2.2 RECRISTALIZACION
      2.2.2. Nucleación de nuevos granos




La recristalización es un proceso que se desarrolla por nucleación y crecimiento, como
ya se dijo, los sitios preferenciales de nucleación de los nuevos granos son las regiones
más deformadas, Figura 2.2-1, como: bordes de grano, planos de deslizamiento, y en
zonas de alta energía como precipìtados de segunda fase y, también, en torno a
inclusiones no metálicas, Figura 2.2-3.

Si el núcleo se forma rápidamente y crece con lentitud, se formarán muchos cristales
antes de que se complete el proceso de recristalización, es decir, el tamaño final del
grano será pequeño. En cambio, si la velocidad de nucleación es pequeña comparada
con la velocidad de crecimiento el tamaño de grano será grande.




La energía de activación para la recristalización es función de la cantidad de
deformación o, dicho de otro modo, la dependencia de la recristalización sobre la
temperatura varía con la cantidad previa de trabajo en frío, ver Figura 2.2-4.
2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION
2.2 RECRISTALIZACION
      2.2.3. Crecimiento de los nuevos granos
              En un metal completamente recristalizado, la fuerza impulsora para el
              crecimiento de los granos corresponde a la energía de superficie de
              bordes de estos. El crecimiento de los nuevos granos se produce por
              movimiento de la interfase grano recristalizado-grano deformado como
              se muestra en la Figura 2.2-5.
La cinética de la recristalización se expresa en las curvas signoidales: %
recristalización-tiempo de recocido que se muestran en la Figura 2.2-6.

Avrami propuso para expre-sar la cinética de la recristalización la siguiente ecuación:

X = 1 - exp (B tk) (4)

donde:

   X es la fracción de volumen de grano recristalizado.
   B es constante negativa.
   k también es constante:
   cuando la recristalización de desarrolla en forma tridimensional, k está entre 3 y 4
 cuando es bidimensional como en las planchas delgadas, k está entre 2 y 3
 cuando la recristalización es unidimensional, como en alambres, k está entre 1 y 2.
Una forma práctica de analizar la cinética de la cristalización es graficando:




Si la cinética sigue la ecuación de Avrami, el gráfico de             v/s t debería dar una
línea recta de pendiente k., éste debe realizarse en papel log-log.

2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION
2.2 RECRISTALIZACION
2.2.4. Algunas leyes de ingeniería de la recristalización
El objetivo principal de la recristalización es ablandar el material y restaurarle su
ductilidad. Adicionalmente se puede también controlar el tamaño del grano.

Como ya se dijo, los tiempos para el inicio y término de la recristalización varían
fuertemente 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 recristalización es
la que corresponde a la mitad de este intervalo.
                          b. Como se mencionó anteriormente, la temperatura de
                             recristalización disminuye al aumentar el % de trabajo en
                             frío previo, esto debido a la mayor energía almacenada
                             por la notable distorsión sufrida por el material, en suma,
                             hay más fuerza impulsora para la recristalización.




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

La recristalización progresa por migración de un borde de grano preexistente hacia un
grano fuertemente deformado, dejando tras sí una región libre de deformación, Figura
2.2-3.
Llamaremos A a un grano deformado y B a uno recristalizado, Figura 2.2-10:

                           La energía interna por unidad de volumen en A será EA y
                            en B será EB.
                            es la fuerza impulsora de la recristalización, proviene de
                            la diferencia entre densidades de dislocación del estado A
                            y B, i.e. es igual a (EB -EA).
                           QG es la energía de activación para el crecimiento de
                            granos recristalizados y representa las barreras o
                            resistencias al avance de la recristalización.


La velocidad de movimiento del borde de grano,       , será :



                              (5)

Esta ecuación muestra que     crece cuando la temperatura aumenta, por otra parte 
será mayor cuanto mayor sea la energía de deformación previa, por tanto, será mayor
mientras mayor sea  y la recristalización será más rápida y fácil, Figura 2.2-8.

Por otra parte, la velocidad de nucleación de granos recristalizados, , será mayor
mientras más grande sea la distorsión de la matriz por deformación en frío, de esta
manera al crecer , menor será el tamaño del grano recristalizado, Figura 2.2-9.

Nota:        ,   es la velocidad de nucleación de nuevos granos y     es la velocidad de
crecimiento de grano.
2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION
2.2 RECRISTALIZACION
2.2.5. Impurezas en solución sólida
La presencia de impurezas o de elementos de aleación disminuyen la velocidad de
recristalización.




Estas impurezas tienden a segregarse junto a los bordes de granos, formando atmósferas
que los sujetan, dificultando su movimiento y retardando así la recristalización. El
efecto varía de un elemento a otro como se ve en el caso de P y Ag en Cu, Figura 2.2-12.
Cuanto mayor sea la cantidad y más fina la distribución de impurezas insolubles, más
fino será el tamaño final de grano, lo que se explica con el hecho de que no solo
aumentan la nucleación, sino también actúan como barreras al crecimiento de los granos.
2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION
2.2 RECRISTALIZACION
2.2.6. Texturas cristalográficas
En la práctica industrial muchos productos metálicos son deformados en frío hasta un
punto en que por su dureza y pérdida de ductilidad es necesario recocer. La deformación
en frío produce rotaciones de los cristales las cuales generan orientaciones
preferenciales de los cristales según ciertas direcciones, que son características de cada
metal o aleación.

La definición precisa de la textura cristalográfica es la siguiente: Si caracteriza la
orientación de un cristal con respecto a un sistema de referencias fijo al producto, (eje
de un alambre, plano de laminación y/o dirección de laminación en una plancha), es
posible definir una función de distribución de orientaciones cristalinas, FDOC, que sea
positiva, continua y derivable. Esta función puede ser considerada como la fracción
volumétrica de cristales que poseen la orientación            con respecto al volumen total
del producto:



                      (6)

donde:          es un elemento de volumen de cristal que tiene dirección             .

V0 es el volumen de referencia.

       es la función de distribución de orientaciones cristalinas.

 Si        es constante significa que el material es isotrópico.
 Para un producto sin textura:          es constante cualquiera sea   .
 Si en caso de carencia de textura,         se normaliza para darle un valor 1

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

Las texturas se generan tanto por laminado en frío como por laminado en frío más
recocido. Éste último no hace desaparecer la textura, sino que la modifica.

Algunas texturas características de deformación en frío son :

 En alambres y barras :
Dirección paralela al eje de la barra:

Al <111>

FCC Ag <100>

Cu Intermedia a las anteriores

BCC Acero al carbono <100>

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




Algunas texturas típicas de laminado en materiales FCC:

Tipo o denominación Plano / Dirección


Cobre


Latón


Tipo S

Goss

Con el recocido los granos recristalizan por desplazamiento de sus bordes, la velocidad
de migración de estos últimos es variable con las orientaciones relativas entre dos
granos vecinos. Así, ciertos bordes de granos se desplazarán más rápido y generarán
orientaciones preferenciales de los granos luego del recocido.

Las siguientes son aplicaciones importantes de las texturas en productos industriales:

 Las planchas de acero de bajo carbono recocidas, aptas para embutido profundo,
deben tener una textura con planos {111} paralelos al plano de la plancha, sus normales
son perpendiculares al este plano es perpendicular al plano de la plancha. Esta textura
da mayor resistencia según el espesor a la plancha, lo cual favorece el embutido
profundo, Figura 2.2-14.
 En aluminio recocido de observan dos texturas: {100} < 001 >, cúbica, y {123} <
412 >, retenida del laminado en frío. La textura cúbica no es conveniente para la
profundidad del embutido, por lo cual se debe realizar en pasos sucesivos, pero si lo es
para evitar orejas. Un 25% de textura cúbica es conveniente y esto se puede lograr
agregando 0,1% de Fe.
2. RECUPERACION Y RECRISTALIZACION
2.2 RECRISTALIZACION
2.2.7. Trabajo en caliente
El trabajo en caliente se define, generalmente, como el que se realiza por sobre la
temperatura de recristalización, es decir, a temperaturas mayores que 0,4 a 0,5 Tfusión
(K), aunque no considera la rapidez del trabajo sobre la pieza.

Este tipo de trabajo no produce endurecimiento por deformación, dado que a la alta
temperatura a la cual se realiza, la recristalización es muy rápida y se completa antes de
llegar a un nuevo paso de laminación, Figura 2.2-15.




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

               Si se prolonga la permanencia del metal recristalizado a alta temperatura,
               los granos pequeños tienden a desaparecer y los grandes crecen aún más,
               de esta manera el tamaño medio, D, de los granos crece en función del
               tiempo.

               La fuerza impulsora de este crecimiento es la disminución de energía
               libre por unidad de volumen, Gb, producida al crecer el grano:

               Gb = Ab · b (7)



                                  (8)

               donde :

               Ab es el área de borde de grano por unidad de volumen de material
b es la energía de borde de grano por unidad de área




Por tanto, al crecer D disminuye Ab y por consiguiente Gb.

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




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



Figura -2. Granos con diferente número de bordes. Las flechas
muestran la dirección del desplazamiento de los bordes.

   1. Efecto de segundas fases en el crecimiento de los granos
Si un borde de grano al desplazarse desde la posición 1 hasta la 3, Figura 2.3-3,
encuentra en 2 un precipitado de segunda fase, tendrá una menor área igual a  r2 y una
menor energía de borde de grano igual a: b *  * r2. Al proseguir su viaje hacia 3 debe
aumentar su energía en b *  * r2 al desplazarse una distancia r.

Se genera así una fuerza contraria al movimiento del borde de grano :



                                  (9)

                                 donde: b es la energía de borde de grano por unidad de
                                 superficie.

                                 r es el tamaño de la partícula

                                 F es la fuerza contraria al movimiento del borde de grano



Si hay ns partículas de radio r por unidad del área de borde de grano, la fuerza contraria
es :

                (10)

Estudios matemáticos muestran que la fracción de área, fs, de borde de grano
interceptada por partículas es igual a la fracción de volumen de partículas 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 diámetro del grano


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


         es la fuerza contraria causada por la partícula




A medida que D crece y se acerca al valor r/fv, el crecimiento se detiene. Para un factor
fijo fv, un mayor número de partículas de menor r es más efectivo para detener el
crecimiento de los granos. La Figura 2.3-4, muestra como partículas de nitruro de Al
detienen el crecimiento de los granos al recocer un acero calmado con Al. Se observa
también como los granos crecen cuando las partículas se redisuelven a causa de la alta
temperatura.

En la Figura 2.3-4, el crecimiento del grano es inhibido por partículas de nitruro de
aluminio, éstas 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 micrografías de las formas que toman los granos
de un latón cuando crecen por recocidos a diferentes temperaturas y tiempos. Las zonas
entre líneas paralelas son maclas de recocido.
3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS
3.1. TRANSFORMACIONES CERCANAS AL EQUILIBRIO
Las transformaciones cercanas al equilibrio son aquellas que se realizan
extremadamente lento permitiendo la difusión de todos los elementos.

3.1.1. Nucleación y Crecimiento en Fases Sólidas

A. Nucleación Homogénea


Cuando un elemento puro es enfriado cruzando una temperatura de transformación
alotrópica, o cuando una aleación es enfriada a través de un rango de temperatura que
cruza un límite de fase sólido-sólido en el diagrama de equilibrio, la fase de baja
temperatura debe nuclear primero en el interior de la matriz del material antes de que la
transformación pueda proseguir, por ejemplo materiales como el hierro, en los cuales al
enfriarse se produce un cambio de fase en estado sólido: .

La fuerza que mueve esta transformación proviene de:

 Gv = G- G(14)

donde: Ges la energía libre por unidad de voluman de la fase 
Ges la energía libre por unidad de volumen de la fase 

Para que se produzca la transformación se requiere que Gv < 0, luego G < G.

Al nuclear una partícula fase  se genera una superficie, ésta posee una energía, de
superficie, por unidad de área igual a -, la cual es característica de la interfase  - .
Además, como normalmente hay cambios de volúmenes al pasar de  a  , y debido a la
oposición que presentan los sólidos a la deformación, el cambio de fase agrega un
nuevo término de energía libre, que es proporcional a la deformación. Por tanto, el
cambio total de energía libre es:

                                      (15)

donde: A’, B’ y C’ son constantes.

La energía de superficie -, es menor cuanto más parecidas sean las redes cristalinas
de ambas fases, por lo que será más fácil crear nuevas superficies. Esta similitud es
mayor para ciertos planos cristalográficos que para otros.
Si ambas fases tienen estructura cristalina idéntica o similar, existe una alta posibilidad
que el precipitado nuclee de preferencia en ciertos planos cristalográficos y a lo largo de
direcciones específicas, 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 energía de superficie muy baja.

Semicoherente  calce parcial y - intermedia.

Incoherente  no hay calce alguno y es - máxima.




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

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

TE es la temperatura de equilibrio

 E es el calor latente

 T es el sobreenfriamiento

y como ya se vió:
Si disminuye -la barrera de energía crítica  G* disminuirá, ecuación (16), y por
consiguiente, se reducirá r* y la nucleación se verá facilitada.  G* también es función
de la energía dependiente de la deformación  , que se produce al nuclear la nueva fase,
si la energía de deformación disminuye, también lo hace  G*, Figura 3.1-4.

Conjuntamente,  G* es proporcional a          , y a su vez Gv es función 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 nucleación. La Figura 3.1-5 muestra la variación de  G*
y de r* con el grado de sobreenfriamiento.

B. Nucleación Heterogénea
Nucleación heterogénea es aquella que se produce en torno a defectos de la matriz; estos
pueden ser: agrupaciones de vacancias, dislocaciones, bordes de granos, bordes de
interfase, superficies libres, partículas, etc. La razón por la cual los defectos de los
cristales ayudan a la nucleación es que ellos tienen una cierta energía asociada, cuando
éstos son total o parialmente destruídos durante la nucleación, su energía contribuye a
alcanzar la barrera de energía de activación para la nucleación. Para nucleación
heterogénea, el cambio de energía cuando se forma un núcleo es:

                                                 (17)

donde:  GD es la energía del defecto que se destruye al formarse el núcleo de la nueva
fase.
La nucleación por vacancias produce una distribución copiosa de precipitado de
partículas en la matriz, exceptuado los bordes de grano. En cambio, la producida en las
dislocaciones se debe a que éstas liberan la energía que tienen almacenada, bajando los
requerimientos energéticos necesarios para la nucleación. De igual forma opera la
nucleación en los bordes de granos, además, es muy favorable, porque el núcleo puede
ajustar mejor su coherencia con dos granos de diferente orientación que con uno solo.
3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS
3.2. Velocidad de Nucleación
Usando termodinámica estadística se puede demostrar, que el número n(i) de
agrupaciones de i átomos de la nueva fase en equilibrio en la fase matriz a la
temperatura T, es:



                      (18)

donde: N es el número total de átomos

 Gi es la energía de activación para formar una agrupación o embrión de i átomos


La velocidad de nucleación,       , será la velocidad a la cual los embriones de tamaño
crítico se transforman en núcleos viables. Esto es, la velocidad a la cual los embriones
pasan del tamaño crítico i* al tamaño (i*+1).

La frecuencia de átomos que llegan o dejan al embrión es proporcional al coeficiente de
difusión D de dichos átomos en la matriz:
                       (19)

donde: Q es la energía de activación para la difusión del átomo (i*+1)

Por lo tanto, la frecuencia con que los embriones de tamaño crítico i* crecen al tamaño
(i*+ 1), es decir, se transforman en núcleos estables, será proporcional a n(i*)  D.
Luego reemplazando:



                              (20)



pero



luego:                                      (21)


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

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

recíproco de       .



3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS
3.3. Velocidad de crecimiento de la nueva fase
La nueva fase crece por migración de la interfase  - , esta velocidad  es controlada
por una combinación de :
  GV que es la fuerza impulsora de la transformación
 D que es el coeficiente de difusión de los átomos que se mueven para formar la nueva
fase
Combinando efectos se tiene:



                                     (22)

En este caso, la curva    v/s T también presenta un máximo a una temperatura
intermedia entre 0 y Teq. La Figura 3.3-1 muestra esquemáticamente la variación de 
GV, D y      con la temperatura.
  se controla por la fuerza impulsora de la reacción y por la difusión de átomos hacia el
núcleo que crece.




Si la transformación se realiza a T1 tenemos:

                        es alta y

               es baja, por lo tanto, el grano final de la fase que está nucleando será
               grueso.

               En cambio, si la transformación se realiza a T2 tenemos:

                        es alta y

               es baja, por lo tanto, el grano final de la fase que está nucleando será fino

               Cabe señalar que también es posible obtener granos gruesos si el
               enfriamiento es lento, cosa que ocurre al dejar enfriar un metal en el
               horno. Así también, un grano fino puede obternerse con enfriamiento
               rápido.
La Figura 3.3-3 (a) muestra la variación de la velocidad total de la transformación
(incluyendo los efectos de la velocidad de nucleación y de crecimiento) con la
temperatura. La Figura 3.3-3 (b) muestra las curvas tiempo para completar diversas
fracciones de transformación en función de la temperatura, éstas son conocidas como
Curvas T T T, indican el tiempo necesario para alcanzar un cierto grado de
transformación del material al enfriarlo.
3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS
3.4. Transformación  =  + Fe3C de un acero Hipoeutectoide
Los aceros con una concentración de C menor al 0,88%, se denominan hipoeutectoides
y se hayan constituídos a la temperatura ambiente por ferrita y perlita o, lo que es lo
mismo, por ferrita proeutectoide y ferrita y cementita eutectoides.

Caso de un acero con 0.4%C enfriado lentamente, dentro del horno

El acero está inicialmente a una temperatura austenítica. Al bajar T entrar en la zona  -
 , 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 fracción 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 éste a la
temperatura eutéctoide. Bajo esta temperatura la fase  restante se transforma en una
mezcla eutectoide de  +Fe3C, según la reacción 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 más rápido, sacándolo del horno a temperatura austenítica y
dejándolo enfriar al aire se produce el tratamiento denominado normalizado. Con este
enfriamiento más rápido, o si el grano de la austenita,  , es muy grande, el crecimiento
de la ferrita,  , no se da como antes, engrosándose. Para enfriamientos relativamente
rápidos como en el aire la transformación se produce a temperaturas más bajas que para
el caso del enfriamiento en el horno; la nucleación inicial de ferrita se produce en los
bordes de grano de la austenita, pero el crecimiento se hace buscando planos donde los
bordes de interfase se hacen coherentes y la fase  crece en forma de agujas, estas son
las llamadas estructuras Widmanstätten, no son deseables ya que son más duras y
frágiles. Este tipo de estructuras crece por desplazamiento lateral de gradas, Figura 3.4-
3.
Hay otros dos tratamientos térmicos que pueden ser efectuados al acero, estos son la
esferoidización y el recocido total. El primero, es el nombre dado al proceso de
calentar el acero a una temperatura levemente inferior a la eutectoide para esferoidezar
los carburos perlíticos e hipereutectoides, y así llevar el acero a una condición más
blanda. El segundo, es aquel en el cual el acero es austenitizado y enfriado en el horno,
este tratamiento hace crecer los granos de austenita para tranformarse en una gruesa
distribución de perlita.




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

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




La perlita se forma en la reacción eutéctoide:

   + Fe3C. Es un eutectoide laminar con placas paralelas alternadas de  y Fe3C.

La nucleación de la perlita ocurre en los bordes de granos, Figura 3.5-1, y tanto las
láminas de ferrita, ( ), como las de cementita, (Fe3C), pueden actuar como origen de la
nucleación. Eventualmente, un núcleo vecino puede formar otra colonia, independiente
de la anterior, avanzando en una dirección diferente, ver Figura 3.5-2. El crecimiento de
la perlita es de tipo nodular Figura 3.5-3, por tanto, ésta se verá en las micrografías
como nódulos o colonias.
El % de perlita formado en función del tiempo tiene la forma de curva sigmoidal,
Figura 3.5-4. Se puede observar que la transformación es más rápida cuando el grano de
austenita es menor, i.e., menor tiempo de austenitización.

En referencia a la Figura 3.5-4, se observa que, en una primera etapa, la velocidad de
transformación de austenita a perlita es baja, ya que, solo unos pocos nódulos perlíticos
han nucleado y crecido; este período es considerado de incubación. En la segunda etapa,
la velocidad de transformación es fuertemente acelerada debido a que muchos núcleos
nuevos son formados y crecen, mientras que el desarrollo de los nódulos existentes
continúa; en esta etapa la velocidad de crecimiento de la perlita es proporcinal al área de
la interfase austenita-perlita. Finalmente, una tercera etapa es alcanzada cuando la
velocidad de transformación decrece al disminuir la velocidad de nucleación, y el
crecimiento contínuo de los nódulos existentes es obstruído por el encuentro con otros
nódulos.
Las velocidades de nucleación y crecimiento de la perlita,         , varían fuertemente
con la tempe-ratura de transformación, llegándose a un máximo a 550°C; a menor
temperatura éstas decrecen, Figura 3.5-5, y la transformación será reemplazada por
Bainita.




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

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

               Si la tansformación se hace a menor temperatura, se realiza a mayor
               velocidad y la difusión es más difícil, por tanto la transformación debe
               realizarse con distancias de difusión menores, disminuyendo la distancia
               interlaminar. Esta característica tiene un importante efecto en las
               propiedades mecánicas del acero, aumentando la tensión de fluencia de
               éste, Figura 3.5-8.

               Lógicamente si la transformación se realiza bajo condiciones isotérmica,
               la perlita crece con velocidad practicamente constante y espaciamiento
               interlaminar también constante. Mientras mayor sea la temperatura a la
               que se realiza la transformación mayor será el espaciamiento
               interlaminar.
Se ha encontrado en un acero eutectoide que:

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

donde: Sp= espaciamiento interlaminar en mm.

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




Si un acero eutectoide se enfría rápido desde la temperatura austenítica hasta una
temperatura intermedia que puede estar entre 250 y 550°C y se deja transformar
isotérmicamente, la microestructura obtenida se denomina bainita, Figura 3.6-1.
La bainita puede definirse según su microestructura como el producto de una reacción
eutectoide no laminar, en oposición con la perlita la cual es producto de una reacción
eutectoide laminar. Dado que la transformación se realiza a menor temperatura que la
perlítica, la bainita pierde la característica laminar de ésta y tiende a tomar forma de
agujas, (en una vista plana), en las cuales se entremezclan las fases:  + Fe3C




La bainita formada entre 350 y 550°C, Figura 3.6-2, se llama bainita superior o
plumosa, en ella la cementita esta más bien en forma de barras que de placas. Estudios
han mostrado que la ferrita y la cementita nuclean independientemente y que el
elemento que controla el crecimiento de la bainita superior es la difusión del carbono en
la austenita. El crecimiento de la ferrita y de la cementita es cooperativo, la primera
rechaza el carbono que es recibido por la segunda, Figura 3.6-5 y 3.6-6.

La bainita inferior se produce por transformación isotérmica entre 250 y 350°C.
Debido a que la difusión del carbono es baja a esta temperatura, la cementita precipita
internamente en las placas de ferrita. A diferencia de lo que sucede en la martensita en
la cual los carburos precipitan en 2 ó más direcciones, en la bainita inferior la
precipitación de carburos tiene una orientación predominante en la cual las plaquitas de
Fe3C forma 55° con el eje longitudinal de la aguja de ferrita. En la formación de bainita
inferior, la ferrita se produce a partir de la austenita por desplazamiento de corte y luego
precipita la cementita al interior de la ferrita, Figura 3.6-3 y Figura 3.6-4.
3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS
    3.7. TRANSFORMACION AUSTENITA - MARTENSITA

         En un acero eutectoide se produce martensita cuando el enfriamiento es
         tan rápido que se evita la nariz de la curva de transformación (TTT), la
         transformación de la austenita se realiza con fuerte desequilibrio bajo
         220°C, Figura 3.7-1.
         La martensita en una estructura metaestable consistente en una solución
         sólida supersaturada de carbono en  .
3. TRANSFORMACIONES EN FASES SOLIDAS
    3.7. TRANSFORMACION AUSTENITA - MARTENSITA
           3.7.1. Características 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 difusión, como la reacción ocurre
               rápidamente y a tan baja temperatura no hay tiempo para que la
               difusión actúe. La transformación no requiere superar mediante
               activación térmica una barrera de energía, por lo tanto se llama
               transformación atérmica.
            c. No hay cambios de composición en el paso de austenita a
               martensita, no originandose una migración de los átomos 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
   volumétrico producto de ésta transformación, FCC a BCT, puede
   producir fallas en la pieza final




b. La martensita comienza a formarse a una temperatura
   característica de cada acero, Ms. El % de martensita formado
   dependerá de cuánto haya descendido la temperatura por debajo
   de Ms, hasta llegar al 100 % de transformación a la temperatura
   Mf. Mientras mayor sea el avance entre Ms y Mf, mayor será el
   grado de transformación de la austenita en martensita. Así, si se
   desiende levemente bajo la temperatura Ms , como por ejemplo a
   T1, Figura 3.7-1, la cantidad de martensita formada será pequeña,
   (20%), y la no transformada será 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 aún austenita
   retenida, ya que su Mf está por debajo de la temperatura ambiente,
   Figura 3.7-4.
d. Un incremento en el % de C baja la temperatura de formación de
   la martensita, Ms.
4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE
ENFRIAMIENTO CONTINUO
    4.1. CURVAS TTT PARA TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA

        Se denomina curva TTT al diagrama que relaciona el tiempo y la
        temperatura requeridos para una transformación isotérmica. Así por
        ejemplo, en el caso del acero, y más específicamente en el de la austenita,
        que es inestable debajo de la temperatura crítica, se necesita saber cuanto
        tiempo requerirá para empezar a transformarse a una temperatura
        subcrítica específica, cuanto tiempo precisará para estar completamente
        trasformada y cual será la naturaleza del producto de esta transformación.

        El diagrama TTT más simple es el del acero eutectoide, al carbono,
        (SAE-1080), ya que no hay constituyentes proeutectoides en la
        microestructura.

        En cambio, cuando se trata térmicamente un acero hipoeutectoide, por
        ejemplo un SAE-1045, se debe agregar una línea adicional que señala el
        inicio de la transformación con la formación de ferrita proeutectoide,
        análogamente, en el caso de un acero hipereutectoide la línea adicional
        indica el inicio de la precipitación de cementita proeutectoide.

        La Figura 4.1-1 muestra las curvas TTT para un acero al carbono con
        0,4% de C. Bajo 550°C la curva de inicio de formación de la ferrita se
        confunde con el inicio de la transformación bainítica, además a estas
        temperaturas no se produce ferrita proeutectoide, sino que solamente
        bainita.

        Como la ferrita, la perlita y la bainita superior nuclean en los bordes de
        grano de la austenita, el número de núcleos de estos constituyentes que
        se forman por segundo en una muestra es proporcional al tamaño de
        grano. Así, en un acero de grano fino a una temperatura dada y para una
        fracción cualquiera de austenita la transformación tomará menos tiempo
        que en un acero de grano grueso. De este modo, un tamaño de grano más
        fino desplazará las curvas TTT hacia la izquierda, es decir, hacia tiempos
        de transformación menores.

        Se debe notar, de la Figura 4.1-1, el corto tiempo que transcurre antes de
        comenzar la transformación a ferrita o bainita, esto se deduce de la
        cercanía de la nariz de la curva con la ordenada. Por lo tanto, si se desea
        obtener 100% de martensita es necesario enfriar muy rápido con el
        temple, lo que no es posible en piezas gruesas.
De igual forma las Figuras 4.1-2 y 4.1-3 muestran que las adiciones de
ciertos elementos de aleación desplazan las curvas hacia la derecha, es
decir, hacia tiempos más largos de transformación, como ocurre al
agregar 0,9% de Cr, Figura 4.1-2, y 0,8% de Cr, 0,3% Mo y 1,8% Ni,
Figura 4.1-3. Esto permite disponer de más tiempo para enfriar el acero
sin tocar las curvas de inicio de la transformación, de esta manera se
puede obtener 100% de martensita al templar piezas de mayores
espesores.
¿Por qué los elementos de aleación desplazan las curvas TTT hacia tiempos más
largos?

Por que los elementos de aleación antes de producirse las transformaciones están
homogéneamente distribuidos en la austenita, pero cuando ésta se transforma en ferrita,
perlita o bainita, éstos deben redistribuirse y desplazarse por difusión, al ser átomos
grandes su difusión es lenta y frenan el avance de la transformación.

Se puede observar en la secuencia de las Figuras 4.1-1 y 4.1-2, que al agregarse
elementos de aleación las curvas TTT cambian de forma y se producen dos "narices"
que definen dos regiones, la región de mayor temperatura corresponde a la formación de
perlita y la de menor temperatura a la formación de bainita.




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




4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE
ENFRIAMIENTO CONTINUO
       4.2. CURVAS TTT PARA ENFRIAMIENTO CONTINUO
Estos tratamientos son los más comunes en la industria. Las curvas TTT para
enfriamiento continuo son diferentes de aquellas para transformación isotérmica y no
pueden ser deducidas a partir de éstas. La Figura 4.2-1 compara ambos tipos de curvas
observándose que las curvas de enfriamiento continuo están más desplazadas hacia
tiempos mayores que las de transformación isotérmica. La explicación de esto es la
siguiente: la transformación en el caso de enfriamiento continuo demora más debido a
que pasa mayor cantidad de tiempo a altas temperaturas, mientras que en el caso
isotérmico el material llega instantáneamente a la temperatura de transformación.

La Figura 4.2-2 muestra diversos programas de enfriamiento e indica la dureza final que
se obtiene con cada uno de ellos, observándose que para un enfriamiento más lento se
producen durezas menores.

La Figura 4.2-3 muestra las correspondientes microestructuras:

 Para enfriamiento muy lento, DPH 139, la microestructura se caracteriza por perlita
gruesa y grandes regiones de ferrita.
 Para un enfriamiento no tan lento, DPH 170, la estructura es ferrítica y perlítica,
siendo ambas finas.
 Para DPH 217, hay muy poca ferrita en los primitivos bordes de grano de la austenita,
si bien se observa algo de ferrita Widmanstätten, la mayor proporción es perlita.
 Para DPH 336, a diferencia de la fotografías precedentes, en esta se observa, por
primera vez, una cantidad apreciable de martensita en el centro de los granos. Por tanto
hay una mezcla de ferrita, bainita, (que corresponde a la fase gris acicular), perlita y, por
supuesto, martensita.
 Para DPH 415, la fase obscura y redondeada en los bordes de grano es perlita,
observándose además, martensita en el centro de los granos y ferrita Widmanstätten o
bainita superior en los bordes.
 Para enfriamiento muy rápido, DPH 481, hay un poco de perlita y bainita que crecen
en los bordes de grano como una fina banda, si bien, la mayoría es martensita.




Hay diagramas de enfriamiento continuo que indican para ciertos enfriamientos
especiales la proporción de ferrita, perlita, bainita y martensita que queda al final.
Debido a las altas velocidades de enfriamiento que se logran en el temple de un acero se
pueden producir torceduras y aún fracturas en las piezas, esto se debe al choque térmico
por el desigual enfriamiento entre diferentes partes de una pieza y además por los
cambios de volumen específico de la transformación austenita-martensita. Dos
alternativas de temple reducen estos problemas:

                  a. Austempering: es un tratamiento isotérmico que consiste en
                     calentar el acero a la temperatura de austenitización y enfriarlo
                     bruscamente, en un baño de sal, hasta una temperatura levemente
                     superior a Ms, tal que, mateniéndola constante la reacción
                     produce una estructura completamente bainítica, (bainita inferior),
                     luego el acero es enfriado al aire, a temperatura ambiente. De este
                     modo se logra una estructura dura pero no excesivamente frágil,
                     Figura 4.2-5.
                  b. Martempering: es un procedimiento que consiste en calentar el
                     acero a la temperatura de austenitización y enfriarlo bruscamente,
                     en un baño de sal o de aceite caliente, hasta una temperatura
                     levemente superior a Ms, manteniéndose constante para
                     uniformizar la temperatura de la pieza, (el tratamiento isotérmico
                     se detiene antes de que comience la transformación bainítica),
                     luego se enfría hasta producir 100% de martensita, Figura 4.2-6,
                     con este tratamiento se produce martensita con menor riesgo de
                     distorsiones y fracturas por choque térmico.
4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE
ENFRIAMIENTO CONTINUO
    4.3. TEMPLABILIDAD DE LOS ACEROS

         La templabilidad de un acero es la propiedad que determina la
         profundidad y distribución de la dureza producida por temple, i.e., es la
         facilidad para formar martensita dificultando la aparición de productos
         de transformación y depende de:

            3. La composición química del acero
            4. Del tamaño del grano austenítico
            5. De la estructura del acero antes del temple

         La templabilidad se determina usualmente por dos métodos:

            3. Método Grossmann o del Diámetro Crítico ideal
            4. Método Jominy
                  1. Método de Grossmann o del Diámetro Crítico Ideal
                    Para aplicar este método se deben templar barras de acero
                    de diferentes diámetros entre 0,5 y 2,5 in, en un cierto
                    medio de temple, luego se examinan metalográficamente
                    cortes transversales de éstas y la barra que contiene 50%
                    de martensita en el centro define el diámetro crítico real,
                    D0.

                    D0 depende ciertamente del poder de extracción de calor
                    del medio de temple, por esta razón, se define como
                    templeideal aquel en cual la temperatura de la superficie
                    de la barra se enfría instantáneamente a la temperatura del
                    medio enfriante, así se determina un diámetro crítico ideal,
                    DI. La severidad del refrigerante se caracteriza por un
                    coeficiente H, el cual en el caso del temple ideal es
                    infinito.




                    Por otra parte, mientras mayor sea DI, mayor será la
                    templabilidad.
                       Valores Típicos de H
     Agitación                       Medio de Temple
                   Aceite                   Agua                  Salmuera
Ninguna          0,25 - 0,30             0,90 - 1,0                  2,0
Moderada         0,35 - 0,40              1,2 - 1,3
Fuerte           0,50 - 0,80              1,0 - 2,0                  5,0
1. Templabilidad Determinada por el Método Jominy


         El método Jominy para la medición de la
         templabilidad es hoy uno de los más empleados
         por la facilidad de su ejecución y regularidad de
         resultados.

         Consiste en templar una probeta estandarizada,
         ( 1" de diámetro y 4" de largo, Figura 4.3-2), del
         acero en cuestión, previamente calentado a la
         temperatura de austenitización, enfriándola
         mediante un chorro de agua, también
         estandarizado, que sólo enfría su base inferior,
         Figura 4.3-3. Esta cara actúa como superficie
         templante que enfría la probeta longitudinalmente
         hacia su extremo superior sólo por conducción,
         obteniéndose así una gradación de velocidades de
         enfriamiento desde la máxima, en el extremo
         templado, a la mínima en el opuesto.
Una vez que la probeta está completamente fría, se rebaja con una fresa por ambos
costados y se mide su dureza Rockwell C a lo largo de ella. El gráfico que se obtiene se
muestra en la Figura 4.3-4 para un acero 1050.




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




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

                                            El tamaño de grano de la austenita

                                             Un grano muy fino tiene mucha área de
                                             borde de grano que facilita la nucleación
                                             de ferrita y perlita, disminuyendo la
       templabilidad del acero. Por otra parte, un
       grano grande de austenita no es deseable
       por que reduce la ductilidad final del acero
       y aumenta la tendencia al agrietamiento en
       el temple, así pues, no es buena práctica
       hacer crecer el grano de la austenita.




      El aumento del contenido de carbono

       Un incremento del contenido de C en un
       acero aumenta fuertemente su dureza y su
       templabilidad. 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 añadir elementos de
       aleación. La relación entre el %C, el
       tamaño del grano de la austenita y el Di, se
       muestra en la Figura 4.3-7.

      Elementos de aleación

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

Como ya se dijo, DI depende del % de C, del
tamaño de grano de la austenita y del % de
elemento de aleación, i.e.:

DI = DI (%C,  ASTM austenita) * f1 * f2 *... * fn
                                       donde: f = función del % del elemento de aleación

                                       i = 1, ..., n son los diferentes elementos de aleación

                                       Así, por ejemplo, para los aceros:

                                                1040: 0,4% C y 0,6% Mn
                                                4140: 0,4% C, 1,04% Mn,, 0,3% Si,
                                               1,13% Cr, 0,15% Mo
                                                Ambos con  ASTM austenita = 8
                                       De la Figura 4.3-7, se tiene: DI (1040) = 0,2 in y
                                       DI (4140) = 0,2 in, dado que ambos tienen el
                                       mismo % de C y tamaño de grano de austenita.
                                       Conjuntamente, de la Figura 4.3-8 se obtienen los
                                       factores de multiplicación de los distintos
                                       elementos.




Para Acero 1040         Para Acero 4140
fMn = 3                 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 diámetros los siguientes gráficos son de gran utilidad, Figura 4.3-9 (a)
y (b).




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

                  La estructura martensítica obtenida por temple es muy dura y frágil.
                  Mediante el revenido es posible aumentar significativamente su
                  resistencia al impacto, aun cuando se disminuye la dureza.

                  El revenido consiste en calentar una pieza templada por períodos del
                  orden de 1 a 3 horas a temperaturas menores que la de austenitización.
                  Como se muestra en la Figura 4.4-1, primero se calienta el acero a
                  temperatura levemente inferior a la de austenitización Ae1, luego es
                  enfriado rápidamente, de modo de no topar la nariz de las curvas TTT,
                  para formar una estructura martensítica. Posteriormente, el acero es
                  recalentado a una temperatura inferior a Ae1 para obtener la dureza
                  deseada.
La Figura 4.4-2 muestra la disminución de dureza en aceros revenidos a
diferentes temperaturas. Se debe notar que en aceros de alto carbono
revenidos a baja temperatura aumenta en algo la dureza, esto se explica
por los cambios microestructurales que se producen con el revenido, lo
que se detallará a continuación.



   1. Cambios microestructurales producidos por revenido




       Durante el proceso de revenido ocurren cambio
       microestructurales debidos a reacciones en estado sólido. Las más
       importantes son:

           1. Segregación de átomos de C

           1. Precipitación de carburos
   1. Descomposición de la austenita retenida

   1. Recuperación y recristalización de la matriz ferrítica

No todas estas reacciones ocurren a la misma temperatura y en el
mismo período de tiempo. Muchas de ellas suceden
simultáneamente, esto determina que las microestructuras
resultantes sean muy complejas.

Segregación de átomos de carbono

En la red cristalina martensítica de aceros de bajo carbono hay
una alta densidad de dislocaciones. Los espacios intersticiales de
esta red, cercanos a las dislocaciones proveen de sitios de energía
menor para los átomos de carbono que la de posiciones
intersticiales en la red normal. Así, cuando un acero martensítico
de bajo carbono es revenido desde 25 a 100ºC, los átomos de
carbono se redistribuyen hacia estos sitios de menor energía. En
realidad gran parte de la redistribución de los átomos de C se
realiza durante el enfriamiento en el rango de temperatura donde
se forma la martensita.

   2. Para aceros de bajo contenido de carbono, menor a 0,2%
      de C, la redistribución ocurre mayoritariamente, por
      segregación de los átomos de C hacia los defectos de la
      red, principalmente dislocaciones.
   3. Para aceros con alto contenido de C, la redistribución, en
      este caso, ocurre por agrupación de precipitaciones. La
      fuerza impulsora de esta reacción es la disminución de la
      energía elástica total de la red cristalina. El número de
      sitios de dislocaciones de baja energía es mucho menor en
      aceros de alto carbono, esto determina que la segregación
      de carbono por este mecanismo sea muy reducida.

Precipitación de carburos

En aceros al carbono se han identificado tres tipos de carburos
que difieren en composición química y estructura cristalina.

   4. En revenidos entre 100 y 200°C, en aceros sobre 0,2%C,
      se produce precipitación de carburo , (composición Fe2-
      3C, con una estructura cristalina HCP), el cual es
      metaestable y se disuelve a altas temperaturas. Los
      carburos  se caracterizan por ser finos y muy pequeños,
      por lo cual es necesario mucho aumento para observarlos,
      además precipitan según ciertos planos cristalográficos
      específicos, Figura 4.4-3 (a). Es importante destacar el
      hecho que en aceros de bajo carbono, menos de 0,2% de
      C, estos carburos no precipitan.
                         5. Para revenidos entre 250 y 700°C, precipita cementita,
                            (composición Fe3C y estructura cristalina ortorrómbica),
                            Figura 4.4-3 (b). En un comienzo y con revenidos a
                            menores temperaturas, 200 a 300ºC, la cementita aparece
                            en forma de agujas, en cambio, para revenidos a mayores
                            temperaturas, entre 400 y 700°C, las partículas de
                            cementita crecen por coalescencia y toman forma esférica.
                            Si el tiempo de revenido se prolonga mucho los carburos
                            crecen demasiado y se pierde completamente la dureza del
                            temple, se obtiene de esta forma una matriz de ferrita con
                            partículas gruesas de cementita, llamada esferoidita,
                            Figura 4.4-3 (c).
                         6. Existe un tercer tipo de carburo, denominado carburo
                            Hägg (Fe5C2, y estructura cristalina monoclínica), éste
                            precipita en algunos aceros de alto carbono revenidos
                            entre 200 y 300ºC, es metaestable y de composición
                            intermedia entre el carburo  y la cementita.




Descomposición de la austenita retenida

En aceros de más de 0,4%C al templar a temperatura ambiente queda austenita retenida,
Figura 4.4-4:
 El revenido a temperaturas entre 200 y 300°C produce transformación de esta
austenita en bainita, esto explica el aumento de dureza en aceros de alto C para
revenidos de baja temperatura, debido a que la bainita es más dura que la austenita.
Sobre 350°C la pérdida de dureza es causada también por un efecto de recristalización.




Recuperación y recristalización

Es difícil determinar cuando comienza la recuperación de la estructura martensítica
durante el recocido, pero se puede decir con certeza que lo afecta sobre los 400ºC.
Durante la recuperación los bordes de las celdas y las dislocaciones se aniquilan
mutuamente al azar, desarrollándose una estructura de grano fino. Después de largo
tiempo a temperatura iguales o superiores a 600ºC, la martensita ya recuperada
recristaliza, produciendo una estructura ferrítica, en la cual grandes partículas de Fe3C
se introducen en los borde de grano o entre ellos, Figura 4.4-5.

                           1. Fragilización por Revenido




                              Dos variedades de fragilización por revenido se han
                              observado:

                                  1. Fragilización de una etapa o fragilización de los
                                     350ºC

                                  1. Fragilización de dos etapas

                              Fragilización de una etapa

                              Los mecanismos que causan la fragilización de una etapa
                              no están muy claros, pero se cree que podría ser causado
                              por las impurezas del acero, ya que no se produce en
                              aleaciones puras de bajo carbono como la 4340.

                              Este tipo de fragilización afecta a aceros de baja aleación
                              templados a martensita y luego revenidos en el rango de
                              250 a 350ºC. Se caracteriza porque la dureza decrece
                              continuamente, y la resistencia al impacto pasa por un
                              mínimo, justo a los 350ºC, para luego remontar. Además,
                              la fragilización va acompañada de fractura
                              predominantemente intergranular, Figuras 4.4-6 y 4.4-7.
                              Aspectos importantes de la fragilización de una etapa,
                              pueden ser resumidos como sigue:

                                 2. La ocurrencia de anomalías en la energía de
                                    impacto coincide con el comienzo de la
                                    precipitación de cementita.
                                 3. Este proceso puede comenzar con la precipitación
                                    de P, N y posiblemente S en los bordes de granos
                                    de la austenita previa, esta segregación sería
                                    esencial para la fractura intergranular que aqueja a
                                    la fragilización de una etapa.
                                 4. Elementos de aleación como el manganeso pueden
                                    tener un efecto indirecto en la promoción de
                                    segregación de elementos de fragilización en los
                                    bordes de grano.
                                 5. Cuando por el revenido comienza a precipitar
                                    cementita en los mismos bordes de grano de la
                                    austenita se incrementa la segregación de
                                    impurezas en éstos, debilitándolos y promoviendo
                                    la fractura intergranular.




Fragilización de dos etapas
Mientras la fragilización en una etapa ocurre en aceros martensíticos de alta resistencia,
por ejemplo: AISI 4340 y AISI 4140, la fragilización en dos etapas ocurre en aceros con
menores tensiones de fluencia. Es causada por revenidos a altas temperaturas, entre 600
y 700ºC, seguidos de enfriamiento lento o cuando éstos aceros trabajan
permanentemente en el rango de 350 a 600ºC.

Esta fragilización se atribuye a la segregación de impurezas en los bordes de grano, la
que genera una fractura frágil de tipo intergranular. La fragilización por revenido tiene
ciertas características, entre las que destacan las siguientes:

 No ocurre en aceros al carbono, ni en aceros de aleación de alta pureza.
 La transición de temperatura dúctil-frágil es directamente proporcional a la
concentración de impurezas en los bordes de grano.
 La velocidad y cantidad de segregación de impurezas, y por tanto, la fragilización
intergranular resultante, dependen de la composición total del sistema. Elementos de
aleación pueden también segregar en los bordes de grano junto a las impurezas. Así,
adiciones de Níquel (Ni), Manganeso (Mn), y Silicio (Si) promueven la fragilización
causada, primariamente por Antimonio (Sb) y Fósforo (P), y secundariamente por
Estaño (Sn) o Arsénico (As). Contrariamente, adiciones de Molibdeno (Mo), Titanio (Ti)
y Zirconio (Zr) atrasan el inicio de la fragilización.
 Es reversible, puede ser eliminada calentando a temperaturas sobre 600ºC y luego
enfriando rápido. Es interesante el hecho que la fragilización retorna si se mantiene a
temperaturas entre 350 y 550ºC.


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




Cuando aceros al carbono son revenidos, se observa que, si la temperatura a la cual se
realiza este proceso es elevada entre 100 y 700ºC, ocurre una disminución progresiva de
la dureza que va acompañada con un incremento en la ductilidad.

La formación de cementita y su engrosamiento gradual en la matriz ferrítica son las
causas principales de los cambios en las propiedades mecánicas. Por lo tanto,
reemplazando la cementita por otros carburos más estables, como por ejemplo carburos
de Molibdeno y/o Tungsteno, el ablandamiento observado en estos aceros puede
reducirse significativamente y, si se agregan cantidades suficientes de elementos de
aleación se producirá un incremento en la dureza en el rango de 500 a 650ºC; este
reendurecimiento producto del revenido es llamado endurecimiento secundario.

Los carburos de Mo y W son más estables que la cementita y se forman en su lugar si
existe la suficiente energía de activación. La velocidad de crecimiento de estos carburos
en martensita revenida es determinada principalmente por la energía de activación de la
difusión de estos elementos en la ferrita. Como ésta es mucho más lenta que la de los
átomos de carbono en aceros al carbono, los carburos producidos son más finos y su
engrosamiento es lento. De este modo, la dureza de los aceros martensíticos revenidos
es mucho más alta que la de aceros al carbono.

El endurecimiento secundario en aceros que contienen Mo, Figura 4.5-1, es causado por
una precipitación muy fina de partículas de Mo2C, éstas refuerzan la ferrita alcanzando
un máximo endurecimiento cerca de los 550ºC. El endurecimiento se debe
principalmente a la nucleación y crecimiento de pequeñas agujas de Mo2C en las
dislocaciones de la red formada al templar a martensita. De manera similar, el
endurecimiento secundario en aceros que contienen W es causado por una precipitación
muy fina de partículas de W2C. La morfología de la precipitación de Mo y W es similar,
si bien difieren en tamaño y densidad de los precipitados, siendo menor la densidad de
partículas y mayor el tamaño y separación de las agujas en aceros que contienen W. Por
lo tanto, los aceros con W2C son más blandos que sus similares con Mo2C, ya que, los
primeros se engruesan más lentamente producto de la lenta difusión de los átomos de W.
Las partículas de Mo y W, (Mo2C y W2C), son muy estables a temperaturas hasta 600°C
y por tanto, mantienen la dureza en herramientas de acero para trabajo en caliente o a
alta velocidad que produce calor. Este tipo de acero se conoce como acero rápido.
Además, a estos aceros se les agrega Vanadio (V), para aumentar la resistencia a la
abrasión, Cromo (Cr), para reducir la oxidación y aumentar la dureza y a veces se les
agrega Cobalto (Co), para elevar la temperatura de endurecimiento.




4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE
ENFRIAMIENTO CONTINUO
       4.6. TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE ENDURECIMIENTO
       SUPERFICIAL
               Hay piezas que conviene endurecerlas sólo en la superficie, para que
               resistan el roce, pero su interior debe ser más blando para resistir
               impactos. Para lograr esto existen varios procedimientos de uso habitual:

                  2.   Cementación
                  3.   Carbonitruración
                  4.   Nitruración
                  5.   Nitruración iónica
                  6.   Temple por inducción

               Los cuatro primeros cambian la composición química de la superficie de
               la pieza: la cementación mediante la adición de C, la nitruración y la
               nitruración iónica con la adición de N y la carbonitruración por la adición
               de C y de N. En cambio, la última no cambia la composición química del
               acero y es esencialmente un método de endurecimiento poco profundo.

           1. Cementación o Carburización


                       La cementación es un procedimiento en el cual un acero de bajo
                       carbono, 0,2% C o menos, se austenitiza en una atmósfera o en
                       un ambiente rico en C, el cual difunde hacia el interior de la pieza,
                       permitiendo a la austenita disolver altos porcentajes de éste. La
                       temperatura usual de cementación es cercana a los 950ºC y la
                       profundidad de este tratamiento depende del tiempo y de la
                       dureza deseada. Una vez obtenida la capa exterior rica en C, se
                       endurece por temple. Cabe señalar que la cementación en lo
                       posible debe usarse en aceros en los cuales no pueda crecer
                       mucho el grano y se pueda templar directamente.

                       Un acero cementado muestra las siguientes características:

               Dureza superficial                 50 a 62 Rc
               Contenido de C superficial         0.85 - 1%
               Espesor característico capa        2 - 20 mm
               cementada
Es usual definir el espesor de cementación por la capa con dureza Rc > 50

El tratamiento completo de cementación varía de un acero a otro, por ello existen varios
procedimientos, uno de los cuales es:

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

                               En agua, los de la serie 10XX y 11XX
                               En aceite, la gran mayoría, como por ejemplo los de las
                                serie 15XX, 40XX, 4118, 4320
               Los de enfriamiento lento, como son los 4320, 48XX,
                4720, 8822.

            1. Calentamiento adicional: en un rango de 790 a 870°C,
               para producir difusión adicional del C y la redistribución
               de carburos.

            1. Temple en agua o aceite

            1. Revenido, a temperaturas que oscilan entre 120 y 180°C

         Equipos para Cementación

         Equipos típicos para cementación son los siguientes:

            2. Cajas: se cementa con carbón que rodea a la pieza en un
               recipiente cerrado, el cual se calienta a la temperatura
               adecuada durante el tiempo requerido y luego se enfría
               con lentitud. Este equipo no se presta para alta producción,
               siendo sus principales ventajas su economía, eficiencia y
               la no necesidad de una atmósfera preparada.
            3. Gas: es más eficiente que el anterior, los ciclos son más
               controlados, el calentamiento más uniforme, es más
               limpio y requiere de menos espacio. La pieza se calienta
               en contacto con CO y/o un hidrocarburo, que fácilmente
               se descompone a la temperatura de cementación El gas
               tiene una composición típica de: CO 20%, H2 40% y N2
               40%, pudiendo modificarse la composición de éste para
               controlar el potencial de C.
            4. Líquido: se cementa colocando las piezas en baños de
               mezclas de sales fundidas, (cianuro), de modo que el
               carbono difunde desde el baño hacia el interior del metal.
               Produce una capa más profunda, más rica en C y menos N.
               Sus principales ventajas son: eliminación de oxidación,
               profundidad de la superficie dura y contenido de C
               uniformes y gran rapidez de penetración; si bien posee
               ciertas desventajas como son: lavado de las piezas
               posterior al tratamiento para prevenir la herrumbre,
               revisión de la composición del baño en forma periódica y
               alta peligrosidad de las sales de cianuro, dado que éstas
               son venenosas.

1. Carbonitruración


         Es un proceso de endurecimiento superficial de carácter gaseoso,
         en él se calienta un acero en una atmósfera gaseosa de
         composición tal que el C y N se absorben simultáneamente,
         obteniéndose una capa superficial muy dura. La atmósfera
         consiste en un "gas portador" enriquecido por gas natural, metano
          o propano (que proporcionan el C), y por amoníaco (que entrega
          el N necesario). El proceso de difusión de C y N se realiza entre
          815 y 870ºC y luego se templa en aceite, para disminuir la
          distorsión y el peligro que se produzcan fisuras.

          El espesor de capa carbonitrurada es menor a 0,5 mm. Así por
          ejemplo, capas de 0,15 a 0,40 mm se obtienen con tiempo de
          carbonitruración que van de 1/2 a 3 horas a una temperatura de
          815 °C.


2. Nitruración


          Es un proceso para endurecimiento superficial de aceros aleados
          en una atmósfera constituida por una mezcla en proporciones
          adecuadas de gas amoníaco y amoníaco disociado. La efectividad
          de este proceso depende de la formación de nitruros en el acero
          por la reacción del N con ciertos elementos de aleación,
          principalmente Al, Cr y Mo. El N difunde en el acero y forma
          nitruros complejos.

          Las piezas que se nitrurarán se colocan en un recipiente
          hermético a través del cual se proporciona continuamente la
          atmósfera de nitruración, mientras que la temperatura se eleva y
          mantiene sobre los 500ºC. Se efectúa en hornos estancos
          calentados entre 500 y 550°C, en los cuales se genera una
          circulación de amoníaco. Por lo general es conveniente rectificar
          la pieza luego de la nitruración.

          Se obtienen capas de 0,1 a 0,5 mm de espesor y de alta dureza, 70
          Rc. El proceso toma largo tiempo, (20 a 60 hrs) y depende de la
          profundidad de la superficie dura deseada.

          Las propiedades logradas con este tratamiento son:

             1.   Resistencia al desgaste
             2.   Resistencia a la corrosión
             3.   Escasa deformación.
             4.   Aumento del límite de duración a la fatiga a causa de una
                  cierta compresión superficial producida

1. Nitruración iónica


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


2. Temple por inducción


         Es un proceso de endurecimiento de acero en el cual las
         superficies de las piezas se calientan rápidamente a temperatura
         de austenitización mediante inducción electromagnética, (con un
         diseño adecuado del inductor, se puede confinar el calor a áreas
         pequeñas). Una vez alcanzada la temperatura de austenitización
         se aplica una ducha de agua fría que produce el temple.

         El principio del calentamiento por inducción es el siguiente: una
         bobina que conduce una corriente de alta frecuencia rodea o se
         coloca sobre la pieza, se inducen así corrientes alternativas y
         loops de histéresis que generan rápidamente calor en la superficie.

         Las corrientes inducidas de alta frecuencia tienden a viajar por la
         superficie del metal, por tanto, es posible calentar una capa poco
         profunda del acero sin necesidad de calentar el interior del
         material. La profundidad del calentamiento depende de la
         frecuenciade la corriente, la densidad de potencia y el tiempo
         de aplicación de ésta. Mientras mayor es la frecuencia, menor es
         la profundidad calentada, de forma que: altas potencias (100 kHz
         a 1 Mhz), y tiempos cortos (en segundos), calientan espesores de
         0,25 mm; en cambio, potencias menores (25 kHz), y tiempos más
         largos calientan espesores de 10 mm.

         Se utiliza en aceros al carbono, con contenido medio de C, en
         éstos produce superficies endurecidas delgadas. También se
         puede utilizar en aceros aleados; los aceros de baja aleación se
         endurecen fácil y superficialmente mediante este método; en
         cambio, los aceros altamente aleados son más lentos y pueden
         necesitar de un aumento de temperatura para lograr la estructura
         deseada, sin embargo, como el calentamiento mediante este
         método es muy rápido, se pueden calentar sin peligro de
         crecimiento excesivo de grano.

         Las piezas de aceros endurecidas mediante este procedimiento
         sufren menor distorsión total que si se las hubiese templado luego
         de calentarlas en un horno. La microestructura del acero antes del
         templado por inducción es importante para determinar el ciclo de
         calentamiento que se utilizará, así por ejemplo, las estructuras
         que después del templado y revenido tienen carburos pequeños y
         uniformemente dispersos se austenitizan más fácilmente,
         pudiéndose obtener superficies endurecidas de poca profundidad
         y de máxima dureza superficial mediante grandes velocidades de
         calentamiento.
               Entre las ventajas de este proceso podemos destacar el hecho que
               no necesita de personal especializado para su operación debido a
               que es un proceso prácticamente automático. Entre las
               desventajas resaltan el alto costo del equipo, el alto costo de
               mantenimiento y el hecho que no es económico si se desean
               endurecen pocas piezas.

4. CURVAS TTT PARA TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS Y DE
ENFRIAMIENTO CONTINUO
    4.7. ACEROS DE HERRAMIENTAS

        Hay diversos tipos:

           2. Aceros de endurecimiento en Agua, (W): contienen solamente
               C en % entre 0.6 y 1.4, se usan en general como herramientas de
               corte o cuchillos.
           3. Aceros resistentes a impactos, (S): se usan en herramientas que
               están sometidas a impacto y por tanto deben tener buena
               tenacidad, es decir, resistencia al impacto. No necesariamente
               deben alcanzar máxima dureza. Este tipo de acero contiene
               típicamente: 0.5% C, 0.5% Mo, 1.5% Cr, 2% Si.
           4. Aceros para trabajo en frío, templables en aceite: son muy
               utilizados para herramientas de trabajo en frío y matrices, donde
               la resistencia al desgaste y resistencia al impacto son muy
               importantes. Un acero muy conocido es el O1: 0.9% C, 0.5% W,
               0.5% Cr, 1% Mn.
           5. Aceros para trabajo en frío, templables al aire: son utilizados
               para aplicaciones donde se requiere excepcional resistencia al
               impacto y buena resistencia a la abrasión, como por ejemplo en
               matrices de estampado, de extrusión y de trefilación. Un acero
               típico es el A2, sus aleantes son: 1% C, 1% Mo, 5% Cr.
           6. Aceros para trabajos en caliente, tipo H: estos aceros mediante
               endurecimiento secundario, mantienen la dureza a alta
               temperatura. Es típico su uso en herramientas y matrices.
           7. Aceros base Cromo, H10: 0.4% C, 2.5% Mo, 3.25% Cr, 0.4% V
           8. Aceros base Tungsteno, H21: 0.35% C, 9% W, 3.5% Cr
           9. Aceros base Molibdeno, H42: 0.6% C, 6% W, 5% Mo, 4% Cr,
               2% V
           10. Aceros rápidos, Tipo T y M: son aceros altamente aleados,
               usados para cortes de alta velocidad. Deben mantener resistencia
               a alta temperatura y resistir al desgaste a esas temperaturas para
               mantener bordes afilados. Desarrollan carburos de tungsteno y
               molibdeno para mantener resistencia a alta temperatura.
           11. Tipo T (Tungsteno), T1: sus elementos aleantes son: 0.75% C,
               18% W, 4% Cr y 1% V, es utilizado en la fabricación de brocas,
               matrices, escareadores.
           12. Tipo M (Molibdeno), M1: 0.85% C, 1.5% W, 8.5% Mo, 4% Cr,
               1% V.
La Figura 4.7-1 muestra las curvas TTT de un acero O1 para temple en
aceite, en cambio, la Figura 4.7-2 muestra las curvas TTT de un acero A2,
en ella se observan las narices de la formación de perlita y de bainita,
éstas están separadas por una región donde no se inicia transformación
alguna, esta zona se puede aprovechar para homogenizar temperaturas.
De igual forma la Figura 4.7-3 muestra las curvas TTT de un acero
rápido M2 y la Figura 4.7-4 muestra las variaciones de dureza con la
temperatura de revenido en un acero M2, en ella se observa el fuerte
endurecimiento secundario.
5. ALEACIONES DE ALUMINIO
El aluminio ha tenido un gran incremento de consumo porque presenta diversas ventajas:

          o   Bajo peso específico, esto es de gran interés en aviación y tecnología
              aerospacial.
          o   Algunas aleaciones logran alta resistencia
          o   Buena conductividad eléctrica y térmica
          o   Alta reflectividad de la luz y el calor
          o   Resistente a la corrosión en diversas condiciones
          o   No es tóxico
          o   Se puede fundir fácilmente
   o   Se pueden dar muchas terminaciones superficiales, lo cual le da un
       atractivo decorativo


Clasificación y Designaciones


       Las aleaciones destinadas a deformación en frío o caliente se designan en
       forma normalizada de la siguiente manera de acuerdo a "Aluminum
       Standards and Data", Aluminum Association Inc. 1976:

                                 Aleación: X1 X2 X3 X4

       donde:

               X1 caracteriza el principal elemento de aleación

                       1  Al  99%
                       2  Cu
                       3  Mn
                       4  Si
                       5  Mg
                       6  Mg y Si
                       7  Zn
                       8  Otros

               X2 indica una aleación modificada respecto de la original, de este
                modo si X2 = 0, indica la aleación original.

               X3 y X4: dependen de la serie, de esta forma se tiene que:

                       Para la serie 1XXX, X3 y X4 implican 99, donde X3 X4
                       indican el % de Al.
                       Para las series 2 a 8, estos dígitos no tienen un significado
                       muy preciso, sólo diferencian aleaciones.


Designación del Estado del material


       F : (as fabricated), no se dan límites a las propiedades mecánicas.
       O : Recocido y recristalización
       H : Endurecido por deformación
       T : Tratado térmicamente

       El endurecimiento H se puede subdividir: HX1X2X3, donde:

                      1 es solo endurecido por
                
                        deformación
                   X1 : 2 endurecimiento por
                          deformación + recosido parcial
                            3 endurecimiento por
                              deformación + estabilización a
                              baja temperatura

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

                            representa las variaciones del
                    X3 :
                           endurecimiento indicado por X2.
            Las especificaciones del tratamiento térmico se indican por TX:

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

5. ALEACIONES DE ALUMINIO
5.1. Aluminio Puro Comercial

            Tiene 99,30 a 99,70% de Al. La mayor pureza se utiliza en conductores
            eléctricos. Es blando, dúctil, conformable y soldable. Se pueden dar
            terminaciones superficiales de distintos tipos y tiene buena resistencia a
            la corrosión.

            Típicas inclusiones que se observa en el aluminio puro son: FeAl3 y Si


                          Propiedades Mecánicas Típicas
  Tipo             Dureza            UTS (psi)           YS (psi)         % Elongación
                     0                 13000               5000                 35
  1100              H14                18000              17000                  9
                    H18                24000              22000                  5
5. ALEACIONES DE ALUMINIO
5.2. Aleaciones Al - Mn, Serie 3XXX

            Si se agrega un 1,2% de Mn, lo que corresponde a la serie 3XXX, la
            matriz de aluminio se endurece por solución sólida y por una fina
              dispersión de precipitados (Mn, Fe)Al6. La UTS llega a 6 Kpsi y el % de
              elongación es del 20 %.
5. ALEACIONES DE ALUMINIO
5.3. Aleaciones Al - Mg, Serie 5XXX
En general estas aleaciones contienen 1 a 5 % de Mg. Si bien la forma del diagrama de
fases se presta para endurecimiento por precipitación, este endurecimiento es
significativo solo para % Mg > 7. La mayor cantidad de Mg queda en solución sólida y
sobre 3,5% de Mg precipita Mg2Al3 a baja temperatura.




El Mg endurece la aleación y le aumenta su coeficiente de acritud, n, muchas de estas
aleaciones se usan con fines decorativos, ya que poseen buena conformabilidad y
soldabilidad, cabe señalar que se sueldan muy bien con arcos protegidos con Argón.
                            Propiedades Mecánicas Típicas
   Tipo              Grado            UTS (psi)           YS (psi)        % Elongación
   5456                 0               45000              23000                24
(5,1% Mg)             H323              51000              38000                10
5. ALEACIONES DE ALUMINIO
       5.4. Aleaciones Aluminio - Cobre, Serie 2XXX

              El cobre es uno de los más importantes elementos de aleación del Al por
              que produce considerable endurecimiento por solución sólida y también
              por envejecimiento. Algunas aleaciones Al-Cu típicas son las siguientes:

                  4. 2011: 5,5% Cu; 0,4% Bi y 0,4% Pb
                  5. 2025: 4,5% Cu; 0,8% Cu; 0,8% Si; se usa para piezas de forja y
                     productos para aviación.
                  6. 2219: 6,3% Cu; 0,3% Mn; 0,06% Ti; 0,1% V; 0,18% Zr; se usa
                     principalmente para piezas para aviación.

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




5.4.1. Endurecimiento por precipitación de una aleación Al - 4%Cu

   1. Tratamiento de solución: se alcanza región  a 515 °C
   2. Temple rápido a temperatura ambiente o menor; es importante
      que este enfriamiento sea realizado rápidamente para evitar
      cualquier precipitación de CuAl2

La precipitación de la segunda fase sigue 5 etapas secuenciales las que se
detallan a continuación:

   3. Solución sobresaturada
   4. Zonas Guinier-Preston, GP1: Luego de envejecer 16 horas a
      130°C se forman placas, discos, GP1, estos son paralelos al plano
      {100} de la matriz FCC, estas placas tienen 100 Å de diámetro y
      unos pocos átomos de espesor, 4 a 6 Å. Se observan con
      microscopio electrónico, (x106), por los campos de
      deformaciones en torno a ellos. Estas zonas GP1 impiden el
      movimiento de dislocaciones, aumentan la dureza y bajan la
      ductilidad. No se conoce bien su estructura cristalina, pero si se
      sabe que su % Cu es < que 17.
   5. Zonas GP2: Estas zonas son también coherentes con los planos
      {100} de la matriz. A medida que pasa el tiempo, éstos se van
      engrosando a dimensiones típicas, como son: 100 a 1000 Å de
      diámetro y 10 a 40 Å de espesor. Su estructura cristalina es
      tetragonal con c igual a 8,08 Å y a igual a 7,65 Å, además poseen
      un %Cu < 17. Las zonas GP2 aumentan aun más la dureza del
      material.
                  6. Fase  ': Cuando se forma la fase  ' ya se produce
                     sobreenvejecimiento. Es importante destacar el hecho que  ' no
                     se genera a partir de GP1 o GP2, sino que nuclea
                     heterogéneamente en dislocaciones y no es coherente con la
                     matriz. Su tamaño depende del tiempo de envejecimiento y varía
                     entre 100 y 6000 Å de diámetro y entre 100 y 150 Å de espesor.
                     Su estructura cristalina tetragonal.
                  7. Fase : Cuando el envejecimiento se realiza a alta temperatura,
                     190°C, y por tiempos prolongados se produce la fase de
                     equilibrio  , CuAl2, ésta es incoherente con la matriz y tiene una
                     estructura cristalina tetragonal centrada en el cuerpo con c igual a
                     4,87 Å y a igual a 6,07 Å. Su presencia produce
                     sobreenvejecimiento o reblandecimiento.




La Figura 5.4-2 muestra la relación entre temperatura y tiempo de envejecimiento con la
dureza adquirida. El envejecimiento a menor temperatura toma tiempos más
prolongados, pero permite alcanzar mayores durezas, debido a que hay más abundante
nucleación de precipitados que no alcanzan a crecer mucho.

La Figura 5.4-3 muestra la secuencia de formación de fases en función del tiempo y de
la temperatura.

Estas aleaciones pueden endurecerse aún más si luego del temple se deforman en frío y
luego se envejecen, (estos tratamientos se denominan T81 y T87). Esto se debe a la
mayor densidad de dislocaciones que se introducen por la deformación en frío, lo cual
genera una mayor cantidad de puntos de nucleación para la segunda fase, lográndose así
una más abundante nucleación. Las modificaciones microestructurales producidas por el
envejecimiento precedido por deformación en frío se muestran en la Figura 5.4-4.

Las siguientes propiedades mecánicas se pueden lograr con los diversos tratamientos de
envejecimiento:

 Aleación          Tratamiento         UTS (psi)            YS (psi)       % de Elongación
  2011                      T3                55000                 43000                 15

  2011                      T6                57000                 39000                 17

  2011                      T8                59000                 45000                 12

  2219                      0                 25000                 10000                 20

  2219                  T31                   54000                 36000                 17

  2219                  T62                   60000                 42000                 10

  2219                  T87                   69000                 57000                 10




5. ALEACIONES DE ALUMINIO
      5.5. Aleaciones Aluminio-Cu-Mg

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

              Solución               Zonas
                                                    (Al2CuMg)'             (Al2CuMg)
            sobresaturada             GP
                                                         ( S )'                  (S)


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

 Aleación           Tratamiento              UTS (psi)             YS (psi)        % de Elongación

  2014                      0                 27000                 14000                 18

  2014                      T4                62000                 42000                 20

  2014                      T6                70000                 60000                 13

  2224                      0                 27000                 11000                 20

  2224                      T3                70000                 50000                 18
   2224                T4                 68000               47000                 20

   2224                T6                 69000               57000                 10

   2224               T86                 75000               71000                 6
La variación de la resistencia mecánica en función del tiempo y de la temperatura de
envejecimiento se muestra en la Figura 5.5-1. Nuevamente se observa que se obtienen
mayores resistencias con envejecimientos a menor temperatura, aunque se emplean
tiempos más largos.
5. ALEACIONES DE ALUMINIO
       5.6. Otras aleaciones endurecibles por precipitación
              Hay otras aleaciones endurecibles por precipitación, entre ellas podemos
              destacar:

                  1. Serie 6XXX, Al-Mg-Si


                     Con esto se logra alta resistencia mecánica 45 a 57 kpsi con un
                     tratamiento T6. Además tienen buena resistencia a la corrosión,
                     este aspecto es importante por que las aleaciones endurecidas por
                     precipitación tienen menor resistencia a la corrosión que el
                     aluminio puro, pues se forman corrientes de corrosión entre los
                     precipitados y la matriz.



                  2. Serie 7XXX, Al- Zn-Mg


                     Contienen 4,8% Zn y 1 a 3% Mg. Estas aleaciones desarrollan las
                     más altas resistencias mecánicas de las aleaciones comerciales de
                     aluminio. Una aleación muy conocida es la 7075, ésta contiene
                     como elementos aleantes 5,6% Zn, 2,5% Mg, 1,6% Cu y 0,3% Cr.

                     La secuencia de precipitación es:

                         1. Zonas GP (coherente)

                         1. (MgZn2) (semicoherente)

                         1. n (MgZn2) (incoherente)

5. ALEACIONES DE ALUMINIO
       5.7. Aleaciones de Aluminio Para Piezas Fundidas

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

                  4. Aleaciones Al-Si.
               Son las aleaciones de más importancia para piezas fundidas, tienen alta
               fluidez, por lo que es fácil de alimentar los moldes con ella. Además el
               Si no reduce la resistencia a la corrosión del Al puro. El diagrama de
               fases es un simple eutéctico.

               Las aleaciones más importantes son la 443 (5,3% Si) y la 413 (12% Si).
               Las partículas de Si se refinan al agregar Na en pequeña proporción,
               alrededor de 0,025%, así por ejemplo al agregar Na a una aleación de 7%
               Si, la UTS pasa de 6 a 10%, y al refinar el Si, el Na mejora la
               alimentación del aluminio en el molde.

                  4. Aleaciones Al-Mg-Si

               Se puede aumentar la resistencia mecánica de los anteriores, si se agrega
               0,35% de Mg. El Mg produce un cierto envejecimiento por precipitación.
               En estas aleaciones hay que disminuir su contenido de fierro, ya que éste
               forma agujas, espadas, de Fe2Si2Al9, aquí el Fe reduce drásticamente la
               ductilidad de 14% a 1% y la UTS de 31 a 11 kpsi.




6. ACEROS INOXIDABLES
Hay una gran variedad de aceros inoxidables, pero todos tienen como característica
común el tener menos de un 11,5% de Cromo, (Cr). Los aceros inoxidables se usan por
su resistencia a la corrosión, su resistencia a la oxidación y su aspecto agradable.

Hay 5 grupos de aceros inoxidables, trataremos en mayor profundidad sólo los tres
primeros:

 Ferríticos : 12 a 30 % Cr y bajo C.
 Martensíticos: 12 a 17 % Cr, 0.1 a 1 % C.
 Austeníticos : 17 a 25 % Cr y 8 a 20 % Ni.
 Aleaciones Duplex : 23 a 30 % Cr, 2.5 a 7 % Ni, adiciones de Ti y Mo.
 Aleaciones endurecibles por precipitación, pueden tener base austenita o
martensita, con adiciones de Cu, Ti, Al, Mo, Nb ó N.
La Metalurgia Física de los aceros inoxidables se puede analizar mejor a partir de los
diagramas de fases binarios: Fe-Ni, Fe-Cr, Cr-Ni y del diagrama ternario: Fe-Cr-Ni.
6. ACEROS INOXIDABLES


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


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

Los diversos tipos de carburos que precipitan se denominan:

                             kc = (Cr,Fe)3 C
                             k1 = (Cr,Fe)23 C6
                             k2 = (Cr,Fe)7 C3
Se debe notar que en estos diagramas de fases Fe-Cr-C, hay regiones de tres fases, por
ejemplo:  +  + k1, esto es posible dado que el diagrama es ternario, así aplicando la
regla de las fases de Gibbs tenemos:

L = C + 1 -  , para C = 3 se tiene: L = 4 -

Por lo tanto, las tres fases pueden coexistir a diferentes temperaturas, en contraste con
los diagramas binarios en los cuales tres fases distintas pueden coexistir, pero a una
temperatura fija.

El diagrama de fases de la Figura 6.1-1, presenta en su región interior una zona donde se
pueden distinguir tres nuevas fases, estas son  , y `. La fase  , FeCr, posee una
estructura tetragonal con 30 átomos por celda unitaria, esta fase se forma muy
lentamente entre los 800ºC y los 600ºC, tiene un rango de composición entre 46 y 53%
de Cr. Además, a temperaturas por debajo de los 520ºC las fase  se descompone en +
 `, mediante una transformación eutectoide bastante lenta.
6. ACEROS INOXIDABLES
6.1. Diagrama de fases
6.1.2. Diagrama Fe-Ni
A temperaturas superiores a 450 °C este diagrama, ver Figura 6.1-5, está hoy
generalmente aceptado, pero a temperaturas menores tiene muchos datos discutibles. La
solubilidad máxima del Ni en Fe( ) alcanza un máximo entre 450 y 550 °C, Figuras
6.1-5 (a) y (b).




                     Es importante destacar el hecho que el Ni extiende el campo de la
                     fase austenítica, así por ejemplo a 30% Ni el campo de austenita
                     va de 500 a 1450 °C.

                     Cuando se enfría este acero desde el campo austenítico, la
                     transformación   es muy lenta, por lo tanto, se puede obtener
                     austenita con un alto grado de sobreenfriamiento lo que
                     proporciona la fuerza impulsora para la transformación
                     martensítica.

                     La temperatura Ms baja fuertemente con el % de Ni:

                                 %Ni          Ms (ºC)
                                     20            200

                                     30             0

                                     34            -220


6. ACEROS INOXIDABLES
6.1. Diagrama de fases
6.1.3. Diagrama Cr-Ni




El diagrama Cr-Ni se muestra en la Figura 6.1-6. En lo que respecta a los aceros
inoxidables, una de las características más destacables es el gran campo de fase  ., así
por ejemplo, se puede disolver hasta 50 % de Cr en Ni (FCC) a 1350°C.

A temperaturas menores de 500°C los diagramas binarios presentan incertidumbres, que
ciertamente se trasladaban al diagrama ternario Fe-Cr-Ni.

En la Figura 6.1-7 se muestra un corte horizontal de un típico diagrama ternario a
650°C. Los porcentajes (%) de cada elemento se representan en las aristas del triángulo
exterior, correspondiendo el 100% de cada elemento a cada uno de los vértices.
Fracciones intermedias de un elemento se leen según líneas paralelas a la arista opuesta
al vértice del respectivo elemento. Se debe notar que los bordes entre regiones de
diferentes fases son superficies, por tanto la isoterma a 650°C indica los cortes de este
plano horizontal a dichas superficies. La temperatura se gráfica en un eje perpendicular
al papel.

A la vez, es útil la información que se desprende de cortes verticales, paralelos a una de
las aristas, de estos diagramas. Estos cortes indican las fases presentes a diferentes
temperaturas para un porcentaje, (%), fijo de uno de los elementos.

La Figura. 6.1-8 muestra secciones verticales del diagrama Fe-Cr-Ni para diferentes (%)
fijos de Cr.
6. ACEROS INOXIDABLES
6.2. Aceros Inoxidable Ferríticos (serie 4XX)
                            Composiciones típicas
                    Nombre      % Cr       %C        %Mo         %Al

                      405        13        0.08                   0.2

                      430        17        0.12

                      446        25        0.20

Casi la mitad de este tipo de acero es producido en planchas, las que se terminan con
laminados en frío. Se utiliza en utensilios de cocina, partes ornamentales para autos, etc.
Son atractivos porque proporcionan buena resistencia a la corrosión líquida y a la
oxidación a alta temperatura y son más baratos que los austeníticos, además de poseer
buena resistencia a la corrosión tipo pitting y a la corrosión bajo tensión. Sin embargo
tienen varias limitaciones, las que detallaremos a continuación:

 Su formabilidad en estirado es pobre, tienen bajo coeficiente de acritud "n" y
moderada deformación uniforme.
 Tiene una fuerte baja de la resistencia al impacto al disminuir la temperatura, (Figura
6.2-1). La temperatura de transición dúctil-frágil disminuye fuertemente al disminuir el
% de C.
 Es sensible a las entalladuras.
Normalmente se usan recocidos, en este estado sus propiedades típicas son :
                       YS                     40 - 50 Ksi     276 - 345 MPa

                       UTS                    65 - 80 Ksi     450 - 552 MPa

                       % de Elongación         20 - 30%

Este acero recocido consiste en matriz de ferrita con partículas de carburo dispersas,
(Figura 6.2-2)


               6.2.1. Fragilización

               Esta se puede producir por tres causas:

                           Formación de fase  ': Si se calienta entre 400 y 540°C por
                            largos períodos de tiempo, precipitan partículas de fase  ', rica
                            en Cr, (90%), en torno a dislocaciones, esto endurece el acero
                            pero baja su ductilidad y resistencia al impacto.
   Formación de Fase : Cuando aceros inoxidables Fe-Cr con
    contenido de Cr entre 15% y 70%, se calientan por largos
    períodos de tiempo entre 500 y 800°C precipita la fase  . Tanto
    la precipitación de fase  como de  son lentas, éstas no ocurren
    en el curso de un proceso de soldadura o durante tratamientos
    térmicos normales. El tiempo para iniciar la formación de la fase
     , a 600°C, varía con el % de Cr:
         24 % Cr: 800 min
         31 % Cr: 100 min
         33 % Cr: 40 min
                     Precipitación de Carburos y nitruros de Cr y Fe: Al calentar
                      sobre 900°C y luego enfriar a temperatura ambiente un acero
                      inoxidable comercial que contiene C y N, se produce una severa
                      fragilización y pérdida de resistencia a la corrosión, causada por
                      la precipitación de carburos y nitruros ricos en Cr en los bordes
                      de grano, como por ejemplo (Cr,Fe)7C3 y/o (Cr,Fe)23C6. Estos
                      carburos y nitruros disminuyen fuertemente el contenido de Cr en
                      las regiones vecinas a los bordes de granos, quedando estas
                      regiones desprotegidas respecto de la corrosión. Los defectos de
                      este tipo pueden presentarse durante la soldadura o en
                      tratamientos térmicos a alta temperatura. Este problema se puede
                      resolver bajando los contenidos de C y N a niveles de 0,002 %C
                      y 0,0095 %N, también es posible remediarlo agregando Ti o Nb,
                      estos son fuertes formadores de carburos y evitan la formación de
                      carburos de Cr, previniédose así las zonas desprotegidas.
                      La resistencia a la corrosión aumenta con un mayor contenido de
                      Cr de 16 a 28%, por otra parte la adición de un 2% de Mo mejora
                      la resistencia a la corrosión por pitting, lo que es muy deseable ya
                      que este tipo de corrosión es muy dañina, atacando localmente y
                      en forma rápida.



6. ACEROS INOXIDABLES
6.3. Aceros Inoxidables Martensíticos
Estos aceros difieren de los ferríticos en su mayor contenido de C (0,12 a 1,2%) y su
contenido de Cr fluctúa entre un 12% y un 17%. La relación entre C y Cr debe ser tal
que puedan ser austenitizados, es decir, que al ser calentados se caiga dentro del loop de
austenita. Para esto se debe cumplir la siguiente relación :



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




Estos aceros pueden ser templados y revenidos para lograr tensiones de fluencia en el
rango de 550 a 1860 MPa. El contenido de Cr les da gran templabilidad, esto permite
que puedan ser templados al aire, aún en secciones grandes.

El más usado de los aceros inoxidables martensíticos es el 410, (su composición típica
es: 11.5 a 13.5 %Cr y 0.15 %C como máximo). El diagrama de enfriamiento isotérmico
típico se muestra en la Figura 6.3-1. El revenido debe evitar el rango de temperatura
entre 440 y 540°C, esto porque se produce una fuerte reducción de la resistencia al
impacto, la que coincide con un endurecimiento secundario, esta fragilidad se atribuye a
la morfología del carburo antes que a los fenómenos de segregación (Figuras 6.3-2 y
6.3-3).
Esta tendencia a la fragilidad se reduce agregando pequeñas cantidades de Nb, el que
afecta la nucleación de Cr23C6 y además produce refinación del grano.

En condiciones de recocido la microestructura de la aleación 410 consiste en una matriz
equiaxial de granos de ferrita con carburos dispersados aleatoriamente, Figura 6.3-4. En
condiciones de templado al aire y revenido la estructura de esta aleación consiste en
martensita con precipitado de partículas de carburo, Figura 6.3-5.
La microestructura de la aleación 440C templada al aire presenta endurecimiento debido
a precipitación de carburos gruesos (Fe, Cr) en una matriz martensítica, Figura 6.3-6.

La resistencia a la corrosión de los aceros inoxidables martensíticos es relativamente
pobre en comparación con los austeníticos y ferríticos. La mayoría de los aceros
inoxidables martensíticos contienen sólo el mínimo requerido de Cr (12%) para su
pasividad en ambientes húmedos, ya que si se añadiera más Cr se promovería la
formación de ferrita a expensas de la austenita, la cual es necesaria para la formación de
la martensita. Sólo cantidades limitadas de otros aleantes, como Ni, pueden ser
adicionadas esto debido a que la transformación de austenita a martensita se ve inhibida.
En desmedro de la soldabilidad y de la resistencia al impacto, la resistencia a la tracción
de los aceros inoxidables al Cr puede incrementarse aumentando el % de C: 0,2% para
el 431; 0,6-0,75% para el 440A; 0,75-0,95 % para el 440B; 0,95-1,2 % para el 440C.

Un uso interesante para el acero 440C es la fabricación de herramientas de corte que
requieren resistencia a la corrosión.
6. ACEROS INOXIDABLES
6.4. ACEROS INOXIDABLES AUSTENíTICOS
Los aceros inoxidables austeníticos son esencialmente aleaciones ternarias de Fe, Cr y
Ni, que contienen de un 16 hasta un 25% de Cr y de un 7 a un 20% de Ni, estas
aleaciones son llamadas austeníticas debido a que su estructura permanece austenítica,
(FCC, Fe- ) a temperatura ambiente. La mayor parte de estos aceros contienen de un
0,06 a 0,1 % de C. Cabe señalar que algo del Ni de esta aleación puede ser reemplazado
por Mn sin alterar la estructura austenítica del acero.
                        Típicos Aceros Inoxidables Austeníticos
             Tipo       % Cr         % Ni        %C          % Mn       % Mo

             302         17-19       8-10        0.15         2.0

             304         18-20       8-10        0.08         2.0

             310         24-26       19-22       0.25         2.0

             316         16-18       10-14       0.08         2.0         2.3

             304L        18-20       8-10        0.03         2.0

             316L        16-18       10-14       0.03         2.0         2-3
Este tipo de acero inox. posee una estructura austenítica a temperatura ambiente después
de un recocido a alta temperatura, esto es debido principalmente al efecto estabilizador
del Ni sobre la austenita. El Ni amplía la región donde la austenita es estable, además de
bajar la temperatura Ms.

Debido a su estructura FCC son no magnéticos y poseen alta resistencia al impacto a
bajas temperaturas. Por ser de una sola fase son fácilmente soldables, además, debido a
esto su tensión de fluencia es baja y pueden ser endurecidos sólo por trabajo en frío o
por elementos en solución sólida. Su desventaja es su alto costo y su susceptibilidad a la
corrosión bajo tensión.

El acero 301, (17%Cr, 8%Ni), puede ser fuertemente endurecido mediante deformación
en frío. Cabe señalar que en el estado recocido la diferencia entre la tensión de fluencia
y la tensión máxima es de 40 Ksi a 120 Ksi, por lo tanto, tiene un alto coeficiente de
endurecimiento por deformación (n). La ductilidad es muy alta, (70% de elongación), la
tensión de fluencia y la tensión máxima aumentan bastante con el porcentaje de
deformación en frío, ver Figura 6.4-1. Este acero tiene una estructura austenítica
inestable a temperatura ambiente, con la deformación en frío se forma una fracción de
martensita, la que colabora al fuerte endurecimiento; en el caso del acero 304, (19 %Cr,
9 %Ni), no se produce martensita por deformación, por tanto el endurecimiento, siendo
importante, es menor que en el caso del 301, ver Figura 6.4-2.
Estos aceros tienen la mejor resistencia a la corrosión, a medida que el ambiente es
más corrosivo, (por temperatura o por ácidos más fuertes), se utilizan aceros inoxidables
con mayores cantidades de elementos de aleación, un ejemplo de esto es el AISI 304. La
adición de 2% de Mo aumenta resistencia a la corrosión por pitting, AISI 316.

En la Figura 6.4-3 se puede observar que un acero de 18%Cr y 8%Ni cuando se enfría
lentamente desde 1050°C, en un rango de 850°C y 400°C sufre abundante precipitación
de carburos de Cr en los bordes de granos. El Cr a estas temperaturas tiene baja
velocidad de difusión; por tanto la región vecina a los bordes de grano se vacía de Cr y
queda sensible a la corrosión intergranular. El tratamiento térmico correcto es recocer
entre 1120 y 1050°C para disolver todos los carburos y luego enfriar rápido, (al aire o al
agua), para evitar la precipitación de carburos. Sin embargo, si este acero se calienta
nuevamente a 600°C durante dos horas por ejemplo, se produce una precipitación
continua de carburos en los bordes de grano, lo que es muy perjudicial.

Para solucionar el problema de la precipitación de carburos de Cr hay dos soluciones
posibles :

   Rebajar el % de C, por ejemplo al orden de 0,03%, estos son los aceros L.
   Adicionar agentes formadores de carburos
   Ti: se agrega 5 veces el % de C
   Columbio (Niobio): se agrega 10 veces el % de C.
Otro problema que debe tenerse presente con los aceros austeníticos es su baja resistencia a la corrosión
bajo tensión, Figura 6.4-4, en ambientes con iones cloruro, aún en la presencia de trazas de iones
cloruros. Las tensiones residuales existentes en el material promueven la corrosión bajo tensión. Este
efecto es localizado y opera en ausencia de corrosión generalizada, la fractura ocurre en forma
transgranular con escasa o nula deformación plástica y a menudo con efectos catastróficos. Este tipo de
fractura ocurre en los aceros que contienen Ni, y con el mayor riesgo en aceros con los porcentajes
usuales de Ni. Los remedios no son simples, porque consisten en reducir tensiones y eliminar iones
cloruro.

7. Cobre y sus Aleaciones
7.1. Obtención y Tipos de Cobre
El cobre se obtiene a partir de minerales sulfurados (80%) y de minerales oxidados
(20%), los primeros se tratan de pirometalurgia y los segundos de hidrometalurgia.

El proceso de tratamiento de los sulfuros se puede resumir de la siguiente forma:

       Chancado.
       Molienda Húmeda.
       Concentración por flotación.
       Secado de la pulpa.
       Fusión-conversión.
       Hornos Convertidores.
       Hornos de Ánodo, refinación a fuego.
       Refinación Electrolítica.

7. Cobre y sus Aleaciones
7.1. Obtención y Tipos de Cobre
 Chancado. El mineral transportado de la mina es reducido de tamaño mediante
trituración en máquinas chancadoras en etapas sucesivas, como son etapa primaria,
secundaria y terciaria al final de la cual el mineral ha sido reducido en su diámetro en
aproximadamente media pulgada, Figuras 7.1-1, 7.1-2 y 7.1-3.
7. Cobre y sus Aleaciones
7.1. Obtención y Tipos de Cobre
 Molienda Húmeda. Al metal chancado se le agrega agua y algunos reactivos, para
luego ser cargados en molinos de barras o de bolas, conteniendo cerca de 200 ton de
bolas de acero. El mineral tiene a la salida un diámetro promedio de 0,2 mm. Este
proceso se conoce con el nombre de molienda húmeda. La pulpa así producida pasa
continuamente por un ciclón separador que retorna las partículas más gruesas al molino,
Figuras 7.1-4, 7.1-5 y 7.1-6.
7. Cobre y sus Aleaciones
     7.1. Obtención y Tipos de Cobre


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

                  Secado de la pulpa. Los concentrados de cobre provenientes de
                   la planta de flotación contienen mucha agua, la cual debe ser
                   reducida. El proceso se inicia en los decantadores, Figuras 7.1-9
                   (a) y 7.-10. La pulpa espesa que sale del fondo del decantador se
                   lleva a filtros que reducen la humedad de un 50% a un 16%,
                   Figura 7.1-9 (b), quedando un "queque" que se envía a fundición
                   de concentrados. Previamente a la fundición se baja la humedad
                   hasta un 5 u 8% en un horno secador, Figura 7.1-9 (c).
7. Cobre y sus Aleaciones
7.1. Obtención y Tipos de Cobre
   Fusión-conversión. Los procesos de fusión-conversión de
    concentrados de cobre pueden considerarse químicamente como
    una progresiva oxidación del hierro y del azufre contenidos en el
    concentrado según las siguientes reacciones:

    1) FeS (l) + Cu2O (l)  Cu2S (l) + FeO (l)

    2) Cu2S (l)+ 2 Cu2O (l) 6 Cu (l)+ SO2 (l)

    Las principales alternativas establecidas a escala industrial para
    efectuar la fusión de concentrados son el Horno de Reverbero,

    Figura 7.1-11, y la Fusión Flash, Figuras 7-1-12 y 7.1-13. En la
    fusión flash el concentrado se suspende en gas oxidante mediante
    fusión y conversión parcial del concentrado, por reacción en el
    oxígeno en la llama flash. Por otra parte, el horno de reverbero es
    un tipo de bath smelting en que el concentrado se funde
    agregándolo a un baño fundido. En este último se separan la
    escoria, que es la capa superior de menor densidad, del eje o
    mata, que es la capa inferior más pesada que contiene el cobre y
    los metales nobles, contiene 40 a 50% de cobre.
7. Cobre y sus Aleaciones
7.1. Obtención y Tipos de Cobre

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


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

7. Cobre y sus Aleaciones
7.1. Obtención y Tipos de Cobre

                  Refinación Electrolítica. Se lleva a cabo en estanques que
                   contienen una solución de sulfato de cobre y ácido sulfúrico,
                   Figuras 7.1-18 y 7.1-19. Se colocan alternadamente los ánodos de
                   cobre y láminas de cobre puro, éstas son las láminas iniciales o
                   cátodos iniciales. Al aplicarse corriente eléctrica continua, los
                   ánodos se disuelven y pasan a la solución y de allí los cátodos
                   iniciales toman iones de cobre engrosándose. Así, en un

                   período aproximado de 14 días se forman cátodos de cobre con
                   pureza de 99,95% los cuales pesan aproximadamente 135 kg. El
                   cátodo es el principal producto comercial y se vende como tal.
                    Una fracción de los cátodos se funden nuevamente para producir
                    wirebars, Figura 7.1-20, cuya principal ventaja es tener la forma
                    apropiada para ser introducidos directamente en los laminadores
                    donde se inicia el proceso de producción de alambres conductores
                    de electricidad. Para producir los wirebars se funden los cátodos
                    en un horno tipo reverbero o en hornos verticales, para esta
                    operación es necesario usar combustibles muy bajos en azufre. Si
                    se utiliza un horno de reverbero, una vez fundido el cobre sigue
                    una etapa de oxidación con lanzas de aire, una eliminación de
                    escoria y una reducción final con troncos de madera verde, en
                    cambio en el horno vertical sólo es necesario fundir el mineral. El
                    cobre así obtenido tiene una pureza de al menos 99,98% de Cu y
                    una conductividad eléctrica de 100 a 101,5 IACS, luego se
                    moldea de la forma mostrada en la Figura 7.1-21.

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

7. Cobre y sus Aleaciones
7.1. Obtención y Tipos de Cobre
             7.1.1. Tratamiento de Minerales Oxidados
                 Los minerales son reducidos de tamaño por chancado y molienda.
                 En la fase siguiente el cobre es separado de los minerales que lo
                 contienen, mediante lixiviación. Se deposita el mineral en
                 grandes recipientes con una solución de ácido sulfúrico, el cual
                 va lentamente disolviendo el cobre e incorporándolo a la solución
                 como sulfato de cobre.

                 Como resultado de la lixiviación se obtiene por una parte mineral
                 sólido con muy poco cobre, llamado ripio, el cual luego de un
                 lavado se lleva a botaderos, y por otra parte, una solución rica en
                 cobre, 40 gr. de Cu/lt. Hay diversos métodos para extraer el cobre
                 de la solución lixiviada, los más usados en Chile son:

                    1. Cementación: usado principalmente en la pequeña y
                       mediana minería, consiste en colocar la solución de
                       lixiviación en contacto con chatarra de hierro. El hierro
                       reemplaza al cobre en la solución y éste precipita como
                       polvo fino llamado cemento de cobre. La solución con
                       sulfato de hierro y sin cobre se descarta.
                    2. Precipitación Electrolítica: aplicada en la gran minería.
                       Las soluciones enriquecidas por lixiviación son llevadas a
                       una serie de estanques electrolíticos dispuestos en forma
                       de cascada. Cada estanque contiene ánodos de plomo
                       antimonal, (polo positivo), y cátodos iniciales, éstas son
                       láminas delgadas de cobre electrolítico, que son
                       engrosadas por el proceso y conforman el polo negativo.
                       Los ánodos y cátodos son colocados en forma alternada
                       de manera tal, que siempre quede un cátodo entre dos
                       ánodos insolubles. Al pasar la corriente por la solución
                       entre ánodo y cátodo, se deposita cobre sobre el cátodo o
                       lámina inicial, mientras que en el ánodo se desprende
                       oxígeno y se genera el ácido sulfúrico. En cinco días el
                       cátodo adquiere unos 70 kg. y su pureza es de 99,2 a
                       99,4% de Cu. La solución, pobre en cobre y rica en ácido
                       sulfúrico, puede ser sacada del baño y retornada a la
                       planta de lixiviación.

                 Tal como en el caso de los minerales sulfurados, el cátodo puede
                 ser refundido y refinado en un horno de reverbero, elevándose su
                 pureza a 99,96% de Cu, este cobre se moldea en forma de
                 wirebars u otras formas comerciales.

                 La Figura 7.1-23 muestra un diagrama del ciclo de fabricación de
                 los minerales y chatarras de cobre hasta los productos acabados.

7. Cobre y sus Aleaciones
7.2. Cobre Puro en Productos Comerciales
Los procesos de colada introducen oxígeno al cobre. La unidad utilizada para indicar su
cantidad es "partes por millón" (ppm), donde 100 ppm = 0,01%. El oxígeno produce
partículas de Cu2O, que aparecen como glóbulos dispersos en el cobre, Figura 7.2-1.




El oxígeno por un parte tiene una influencia benéfica sobre la conductividad eléctrica, porque se combina
con las impurezas en solución sólida en el cobre que la reducen, por otra parte si el cobre se somete a
temperaturas superiores a 300ºC en atmósfera reductora que contiene hidrógeno, se
forma vapor de agua en los bordes de grabo, produciendo una fuerte fragilización del
cobre, Figura 7.2-2.

Los tipos de cobre puros comerciales son los siguientes:

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

                                    1. Propiedades Mecánicas


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

               Estado       Tensión           Tensión de           %
                            Máxima             Fluencia        Elongación

                            (MPa)            0,2% (MPa)         Ruptura

                  0           230                60               45
               ¼ duro                260                190                  25

               ½ duro                300                250                  14

               4/4   duro            350                320                  6




                                           2. Procesamiento del Cobre

Tratamientos Térmicos. La Figura 7.2-3 muestra la variación de dureza en función del
tiempo a diferentes temperaturas para cobre puro 4/4 duro.

El cobre duro recocido se presenta muy bien para operaciones en frío como son:
doblado, estampado y embutido. Su aptitud para el mecanizado es sólo un 20 % del
latón con plomo.

Todas las técnicas de soldadura y de brasage son aplicables sin restricción en los cobres
desoxidados: Cu-b1 y Cu-b2 y exentos de oxígeno Cu-c1 y Cu-c2. En las variedades
que contienen oxígeno, la presencia de hidrógeno, cuya difusión es muy elevada a altas
temperaturas, produce fragilización por acumulación de vapor de agua en los bordes de
grano. En estos casos el brasage a baja temperatura es aplicable sin restricción.

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



                      1. Elementos de aleación que favorecen el endurecimiento por
                         deformación


         Aleación           Estado   Tens. Máx.    Tens. Fluencia   % Elongación   Conduct

                                           MPa         MPa                          IACS

          Cu-a1               0            230          60              45           100

          Cu-a1              H14           350          320              6

       CuCd (1,0%)            0            260          80              45           86

       CuCd (1,0%)           H14           520          480              3

       CuCdO, 8 SnO           0            280                                       67

       CuCdO, 8 SnO          H14           760                                       62
   Los cobres con cadmio se usan para líneas eléctricas aéreas de
   fuerte solicitación mecánica, catenarias y cables de contacto para
   trolebús.



2. Elementos que elevan la temperatura de recristalización


   Estos elementos permiten que se mantenga el endurecimiento por
   deformación cuando se eleva la temperatura. Todos los elementos
   que se disuelven en solución sólida elevan la temperatura de
   recristalización, así por ejemplo:

   Un 0,8% de Ag eleva la temperatura de recristalización en 150ºC.

   Un 0,12% de Sn permite que el cobre pueda calentarse hasta
   350ºC por una hora sin perder sus características mecánicas. Esta
   aleación es interesante para fabricar soportes de componentes
   electrónicos como son: transistores, diodos o circuitos integrados.

   El CuAl2O3 comienza su recristalización hacia los 900ºC.



3. Elementos que favorecen el mecanizado


   El azufre y el plomo mejoran la aptitud para el mecanizado, tanto
   el plomo como el azufre tienen muy baja solubilidad en el cobre,
   separándose como plomo, en el primer caso, o como Cu2S, en el
   segundo. Estos colaboran a fracturar las virutas en los procesos
   de mecanizado.

   El cobre con azufre mantiene alta conductividad eléctrica,
   alrededor de 94 IACS.



4. Cobres endurecibles por precipitación


   Ejemplo de estos son los Cobres al cromo y al cromo-circonio.
   Las Figuras 7.3-1 y 7.3-2 muestran los diagramas de fase Cu-Cr y
   Cu-Zr.
             % en Peso de Cromo




Punto    A        B     C         D      E

 ºC     1083    1070   1070    1470     1070

%Cr      0      0.65    1.5      37     
                                        100

Punto    F       G      H         I

 ºC     1000     800   600      400

%Cr     0.4     0.15   0.07    < 0.03
                              % en Peso de Circonio




                    Punto    A      B      C      D        E

                     ºC     1083   965    965     965     900

                    %Cr      0      9     0.15        9   0.08

                    Punto    F      G

                     ºC     750    500

                    %Cr     0.03   0.01


a. Aleaciones Cobre-Cromo


   Estas aleaciones contienen 0,5 a 1% de Cr. A 100ºC se disuelve un 0,37% de Cr
   en el cobre, al bajar la temperatura baja también, fuertemente, la solubilidad del
   Cr permitiendo así el endurecimiento por precipitación, esto se realiza mediante
   un tratamiento de solución a 1000ºC, temple y precipitación a 500ºC.

   La aleación binaria Cu-Cr es susceptible a decohesiones bajo la acción de una
   tensión aplicada por períodos prolongados entre 80ºC y 3000ºC, siendo además
   sensible al efecto de entalladura.

   Las aleaciones de Cobre-Cromo-Circonio (CuCrO, 8ZrO, 15) eliminan el riesgo
   a la decohesión a alta temperatura que tienen las aleaciones cobre-cromo.
   Estos dos tipos de aleación, es decir, las de Cobre-Cromo y las de Cobre-Cromo-
   Circonio se utilizan cuando se desea alta conductividad eléctrica o térmica,
   asociada a altas resistencias en caliente; es típico su uso en: electrodos de
   soldadura por resistencia, barras de colectores, contactores de potencia, equipos
   siderúrgicos y resortes conductores.

b. Aleaciones de Cobre-Circonio

   Contienen típicamente desde un 0,1% a 0,2% de Zr, de acuerdo con el diagrama
   de fases, Figura 7.3-2, se observa que es inútil agregar una mayor cantidad de
   Zr.

   La resistencia mecánica de esta aleación se conserva hasta 300ºC y disminuye
   levemente hasta llegar a los 500ºC. Se utiliza cuando se desea alta resistencia
   mecánica con alta conductividad eléctrica.


   A continuación se detallan en forma esquemática las propiedades mecánicas de
   las aleaciones Cu-Cr y Cu-Zr.

  Aleación        Estado        Tens. Máx.    Tens Fluencia    % Elongación    Conduct

                                  (MPa)          (MPa)                          IACS

    Cu-Cr       Precipitado        400            300              15            80

    Cu-Cr       Precipitado +      520            450               6            80

                Def. en frío

    Cu-Zr       Precipitado +      370            300               5            92

                Def. en frío


c. Cobre-Fierro-Fósforo y Cobre-Cobalto-Fósforo

   El endurecimiento por precipitación proviene de partículas de Fe2P y CO2P.
   Estas aleaciones se utilizan en circuitos integrados y en leadframes, tienen una
   buena conductividad eléctrica junto con buenas propiedades mecánicas y
   resistencia a la temperatura.


   A continuación se detallan en forma esquemática las propiedades mecánicas de
   las aleaciones Cu-Fe-P y Cu-Co-P

     Aleación          Estado    Tens. Máx.    Tens Fluencia    % Elongación    Conduct

                                   (MPa)           (MPa)                         IACS
                           
  CuFe2, 3PO,O3                     460             415                 7         65
                           
  CuFeo, 1PO, O3                    400             380              10           92
                            
     CuCoO, 28PO, O8                    465                 400                 6   85

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

                 Cu-Cr y CuCrZr           950-100                     450-500

                 Cu-Zr                        925                     400-500

                 Cu-Fe-P                  800-900                     550-600




   1. Latones


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


           1. Latones binarios




       Son las aleaciones Cu-Zn. La Figura 7.3-3 muestra el diagrama de fases Cu-Zn.
                           Punto    A          B      C           D      E

                            ºC     1083       902    902      902       834

                           %Zn      0         32.5   36.8     37.6      56.5

                           Punto    F          G      H           I      J

                            ºC     834        454    454      468       468

                            150    60.0       39.0   45.5     48.9      57.5
                  Punto     K      L     M       N

                    ºC     150    200    200    200

                   %Zn     33.6   46.6   50.6   59.1

Aquellos latones con contenidos de Zn menores al 33% son monofásicos, ya que
presentan solamente la fase  , en cambio, por sobre el 36% de Zn los latones
son bifásicos con fases  y  ´, la primera fase tiene estructura cristalina FCC,
(cúbica centrada en las caras) y la segunda está formada por dos redes simples
cúbicas entrelazadas. Los latones entre 25% y 36% de Zn poseen las mejores
características de ductilidad y tienen las más amplias aplicaciones. Sobre los
454ºC la fase  ´ se transforma en  , la cual tiene una estructura cristalina BCC,
(cúbica centrada en el cuerpo).

La fase  es muy maleable en frío, permitiendo grandes deformaciones por
laminado, repujado, estirado y forja en frío. Tanto la resistencia a la tracción,
(tensión máxima), como la tensión de fluencia y la deformación a la ruptura
aumentan con el contenido de Zn, Figura 7.3-4.
La fase  ´ es dura y frágil. Cabe señalar que su presencia es deseable cuando se
buscan buenas propiedades para el mecanizado. Por otra parte, la fase  resulta
de la fase  ´sobre los 454ºC, se caracteriza por ser maleable a alta temperatura,
por tanto latones con fase  ´ son muy adecuados para el conformado plástico a
altas temperaturas. Las Figuras 7.3-5 y 7.3-6 muestran las microestructuras de
latones monofásicos, (fase  ), y bifásicos, (fases  y  ´), respetivamente.
b. Latones al plomo


   El plomo es prácticamente insoluble en los latones y se separa en forma de finos
   glóbulos, favoreciendo la fragmentación de las virutas en el mecanizado.
   También el plomo tiene un efecto de lubricante por su bajo punto de fusión,
   disminuyendo el desgaste de la herramienta de corte.

   Algunas aleaciones típicas son:

   CuZn35Pb2, aleación monofásica apta para deformación en frío, como por
   ejemplo para conformado en matriz y forja en frío, acepta fácilmente
   operaciones posteriores de mecanizado.

   CuZn39Pb2, aleación bifásica, apta para conformado en caliente, y para
   mecanizado en frío.

   CuZn40Pb3, aleación bifásica, muy buena para mecanizado a altas velocidades.

c. Latones complejos

   La presencia de otros elementos de aleación puede modificar las propiedades
   intrínsecas de las fases presentes o modificar la proporción entre las fases. De
   acuerdo a la teoría de Guillet todas las adiciones hechas a los latones binarios
   pueden evaluarse en un "equivalente en Zn", pasándose así a un porcentaje
   equivalente (ficticio) de zinc (Cu'%):



   donde:

   x es el porcentaje del elemento de aleación

   k es el coeficiente de equivalencia en Zn.

   Algunos coeficientes k son los siguientes:

   Ni = -1.2, Co = -1, Pb = 0, Mn = 0.5, Cd = 0.7, Fe = 0.9, Sn = 2, Al = 6, Si = 10

   De esta fórmula resulta que los elementos con k < 1 aumentan la proporción de
   fase  , mejorando la maleabilidad en frío, en cambio, aquellos con k > 1
   aumentan la propoción de  ´, mejorando la aptitud al conformado en caliente.

   Algunas aleaciones interesantes son:

   CuZn30AS: el As evita la deszincificación, se usa principalmente en
   intercambiadores de calor en aguas dulces.

   CuZn29Sn1 (latón almirantazgo): la presencia de 1% de Sn favorece la
   formación de una capa protectora de SnO2. Se usa en tubos de intercambiadores
   de calor y evaporadores en contacto con aguas ácidas o poluídas, pero poco
   salinas.

   CuZn22Al2: el Al proporciona buena resistencia a la corrosión-erosión. Se usa
   para intercambiadores de calor con agua dulce o de mar.
   CuZn40Pb2Al1: Aleación típìca para grifería, es muy usada para fundición en
   coquilla.

   CuZn23Al4Mn3: Aleación de fundición de alta resistencia.



1. Procesamiento de latones


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

   Los recocidos para recristalizar se pueden estimar de la Figura 7.3-7.
El mecanizado

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

                         Aleación      Veloc de Corte     Indice

                                           m/min        Mecanizado

                     CuZn4OPb3              610            100

                     CuZn39Pb2              520             85
                          CuZn28                      310               51

                          CuSn8                       225               37

                          Acero Mecanizado            195               32

                          Acero al Co, 38             125               20

                          Acero Aleado                117               19

                          Fundición Ferrítica         105               17

                          Acero Templado               27                4
Soldadura

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




                               1. Bronces

Los bronces son aleaciones de cobre con estaño, aún cuando se les suele utilizar más ampliamente para
otras aleaciones de cobre. La aleaciones industriales de bronce tienen en general entre 3 y 20 % de Sn. La
fusión del bronce debe ser hecha en un medio reductor para desoxidar antes de la colada, esto se logra
mediante el fosfuro de cobre, por lo tanto, todos los bronces retienen un 0,03 a 0,1 % de P.

La Figura 7.3-8 muestra parte del diagrama Cu-Sn. El diagrama de equilibrio (líneas llenas) se observa
solamente con enfriamientos muy lentos, en la práctica industrial es aplicable el diagrama de líneas de
trazos. Los bronces son monofásicos (fase  ) sólo si el contenido de Sn es menor al 4%, para contenidos
mayores aparece la fase  .
La fase  , que es rica en cobre, es maleable en frío, mientras que la fase  es dura y
frágil, y se busca eliminarla mediante homogenización. Las Figuras 7.3-9 (a) y (b)
muestran las microestructuras de un bronce CuSn6P, en la Figura 7.3-9 (a) se muestra la
estructura dendrítica de colada continua, mientras que en la Figura 7.3-9 (b) se muestra
la misma aleación después de un proceso de homogenización.

Los bronces tienen buena resistencia a la corrosión en atmósferas industriales y marinas,
son resistentes al desgaste y tienen fuerte resistencia mecánica, además son poco
sensibles a la corrosión bajo tensión y al pitting, y son excelentes para producir piezas
fundidas.


 Bronces de laminación


A continuación se nombrarán los tipos más importantes de bronces para laminación:

Bronces binarios. Utilizados principalmente para la laminación en frío, la fase  debe
ser muy limitada, por eso estos bronces contienen entre 2 y 9 % de Sn. Las principales
aleaciones son: CuSn4P, CuSn6P y CuSn9P. Son muy adecuados para la laminación en
frío, pero no así para la laminación en caliente, por esto se prefiere producirlos a partir
de coladas continuas de alambrones o de bandas delgadas que luego se laminan en frío.

Bronces fosfóricos. estos latones tienen de 0,1 a 0,2 % de P, con el cual se produce
Cu3P, éste aumenta la dureza y la resistencia al desgaste del bronce.

Bronces al Zinc. La adición de 4 a 10 % de Zn disminuye la proporción de fase  ,
mejorando la maleabilidad de la aleación pero disminuyendo la resistencia al desgaste.
Si además se agrega un 4% de Pb mejoran las propiedades de mecanizado.

 Bronces de fundición
      Contienen de un 4 a un 13 % de Sn con adiciones de Zn, Pb y P.

       Bronces binarios. Las características mecánicas de estas aleaciones dependen de
       la cantidad de fase  , al aumentar esta fase disminuyen la tensión máxima y el
       alargamiento a la ruptura. La aleaciones CuSn12 y CuSn8 son excelentes para ser
       moldeadas.

       Bronces al plomo. A estas aleaciones se les agrega hasta un 7% de plomo para
       mejorar la aptitud para el mecanizado. Con porcentajes entre 6 y 30% de plomo,
       como por ejemplo las aleaciones CuSn5Pb20 y CuSn10Pb10, se mejora la
       resistencia del bronce a la fricción, usándose principalmente para bujes o
       cojinetes.

       Bronces al zinc y al plomo. Si se agrega Zn como desoxidante en el metal
       líquido, mejora la moldeabilidad de la aleación. Estos bronces se usan en grifería
       de agua a presión, en grifería de vapor y en piezas que deben ser estancas al
       petróleo y gasolina. La estanqueidad es provista por el plomo. Principales
       aleaciones de este tipo son: CuSn5Pb5Zn5, CuSn7Pb6Zn4.
1. Propiedades mecánicas de los bronces


   Los bronces binarios pueden adquirir alta resistencia mecánica mediante la
   deformación en frío.

   En el estado recocido las características mecánicas son función del tamaño del
   grano, ver Figura 7.3-10.




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

 Cuproaluminios monofásicos ( )


La solubilidad sólida del Aluminio en el Cobre a 565ºC llega hasta un 9,4% de Al, si
bien en la práctica los cuproaluminios monofásicos ( ), llegan hasta el 8% de Al.

Se caracterizan por ser resistentes mecánicamente y aptos para la deformación en frío,
presentando además buena resistencia a la corrosión. Son particularmente adaptados
para la deformación en frío, permitiendo la fabricación de laminados y de tubos, dado
que su endurecimiento por deformación es más elevado que el de los latones. La
deformación en caliente sólo es posible si las impurezas (Pb, Si) son estrictamente
controladas.
La resistencia a la corrosión atmosférica de estas aleaciones es buena y presentan un
hermoso color dorado. Respecto de la corrosión en agua de mar resisten bien la
corrosión selectiva llamada desaluminización. Estas aleaciones son menos sensibles que
los latones a la corrosión bajo tensión en ambiente amoniacal, sin embargo son muy
sensibles a la corrosión intergranular bajo tensión en presencia de vapor sobrecalentado,
agua de mar o salmueras calientes, este fenómeno se reduce agregando de 0,15 a 0,3 %
de Sn.

Las principales aleaciones son: CuAl6 y CuAl6Ni2 para aleaciones monetarias, CuAl8 y
CuAl7Fe2 para placas tubulares de intercambiadores de calor.

 Cuproaluminios bifásicos
     Cuando el porcentaje de Aluminio supera el 8%, sobre 900ºC aparece la fase  y
     se entra en una región bifásica, sobre 9,5 % de Al aparece la posibilidad de la
     transformación eutectoide apareciendo la fase 2, que es dura y fragiliza el
     material. Si este tipo de aleación con fase  es templada rápidamente hasta
     temperatura ambiente se produce una transformación martensítica similar a la de
     los aceros, consistente en una fase metaestable de estructura tetragonal llamada
      ´.

       Como ejemplo consideremos una aleación CuAl9,8 enfriada de diferentes
       maneras a partir de 900ºC, luego de calentamientos de 1 hr:

       Si se templa hasta temperatura ambiente la estructura será casi pura martensita 
       ´, tendrá alta resistencia y baja ductilidad.

       Si se enfría lentamente hasta 800ºC o hasta 650ºC y luego se templa hasta
       temperatura ambiente, se formará una cantidad menor de martensita  ´,
       disminuyendo su resistencia y aumentando su ductilidad.

       Sin embargo, si se enfría lentamente hasta 500ºC, debajo de la temperatura
       eutectoide, y luego se templa hasta temperatura ambiente, la fase  se
       descompone en  + 2, la que se denomina "perlita de cuproaluminio", la
       aleación tendrá en este caso baja resistencia y baja ductilidad, esto debido a la
       presencia de la fase 2 que es frágil. La fase 2 se evita en las aleaciones
       industriales por su efecto dañino para la ductilidad.
       Las diversas microestructuras obtenidas se muestran en la Figura 7.3-12.
El tratamiento térmico más corriente para la aleación CuAl10 consiste en temple desde
900ºC, que resulta en una estructura completamente martensítica  ´, y luego revenido a
temperaturas entre 400ºC y 650ºC.

Propiedades mecánicas con distintos tratamientos térmicos se muestran en la siguiente
tabla:

      Tratamiento Térmico          Tens. Fluencia   Tens. Máx   % Elongación   Dureza Bhn

                                        Mpa           Mpa

            CuAl9,8

Calentamiento a 900ºC seguido
de:
Temple hasta temperatura ambiente          320           680            4            225

Enfriamiento lento hasta 800ºC + temple    300           600            9            216

Enfriamiento lento hasta 600ºC + temple    150           430           17            138

Enfriamiento lento hasta 500ºC + temple    135           300            5            136



               CuAl9,4

Calentamiento a 900ºC seguido
de:
Temple hasta temperatura ambiente          190           760           29            187

Temple + revenido 1 hr a 400ºC             210           760           29            185

Temple + revenido 1 hr a 600ºC             240           700           34            168

Temple + revenido 1 hr a 650ºC             220           650           48            150
 La Figura 7.3-13 muestra la variación de las propiedades mecánicas de aleaciones de
 cuproaluminios en función de variaciones en el % de Aluminio. La tensión máxima y la
 elongación aumentan en las aleaciones monofásicas ( de 0 a 8% de Al), a medida que la
 fase  aumenta la tensión máxima sigue aumentando, pero la elongación disminuye
 drásticamente.




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

 Algunas aleaciones típicas son:
CuAl9Ni3Fe2 y CuAl9Ni5Fe3, se utilizan principal-mente en la fabricación de placas
tubulares y planchas para calderería.



 Cuproaluminios de fundición
           Contienen generalmente entre un 9 y un 12% de Aluminio, son en
           general aleaciones bifásicas o polifásicas. Algunas aleaciones principales
           son: CuAl9Ni3Fe2; CuAl10Fe3, CuAl10Fe5Ni5 y CuAl12Fe5Ni5. El Ni
           ayuda a evitar la desalinización, mientras que el Fe, Ni y Mn mejoran
           aún más las propiedades mecánicas. Estas aleaciones se utilizan
           principalmente en bombas, hélices, turbinas y elementos de
           intercambiadores de calor.



                          1. Aleaciones Cupro- Níquel

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




Los cuproníqueles se caracterizan por:

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

       Se usan principalmente en intercambiadores de calor, especialmente en aquellos
       que trabajan con agua de mar y también en monedas.
           Se conforman bien en frío y se sueldan bien si tienen una pureza bien
           controlada.

           Las principales aleaciones contienen entre 5 y 45% de Ni, se agrega un poco de
           Mn para transformar todo el azufre de la aleación en MnS. El CuNi44Mn se
           caracteriza por una resistividad eléctrica constante frente a variaciones en la
           temperatura de trabajo. Las adiciones de Fe se efectúan para mejorar las
           características a la corrosión-erosión en agua de mar; además mejora sus
           propiedades mecánicas.

           Estas aleaciones tienen una propiedad muy importante que es el rechazar los
           organismos marinos, esta propiedad se llama antifouling, es primordial porque
           en equipos que trabajan con agua se mar se van depositando organismos marinos
           que dificultan la circulación del agua y estimulan la corrosión.

           Aleaciones más importantes utilizadas son: CuNi10Fe1Mn, CuNi30Mn1Fe.

           Los cuproníqueles se pueden conformar en planchas y en tubos, además se
           pueden usar para piezas fundidas, en general llevan la adición de fierro para
           mejorar su resistencia a la corrosión-erosión.

           Una síntesis de propiedades mecánicas de aleaciones cuproníquel se muestra en
           la siguiente tabla:

    Aleaciones         Tensión de        Límite Elástico     % Elongación          Dureza
     Binarias           Ruptura
                                          0.2% (Mpa)                               Vickers
                          MPa

CuNi5                      270                 90                 45                  65

CuNi20                     330                135                 43                  85

CuNi25                     350                145                 43                  90

CuNi30                     360                150                 40                  95

CuNi44Mn                   470                200                 40                 110



  Aleaciones con
 adición de Fierro

CuNi5Fe                    280                100                 40                  70

CuNi5Fe1Mn                 320                120                 40                  75

CuNi5Mn1Fe                 375                155                 40                 100

								
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