,
CIENCIA E INGENIERIA DE MATERIALES ESTRUGURA, TRANSfORMACIONES PROPIEDADES YSELECCIÓN ,
JOSE ANTONIO PERO-SANZ ELORZ Doctor Ingeniero Industrial
Catedrática de la E.T.S. de Ingenieros de Minas de Madrid
4º Edición
CiE l!IEIISlHS BIlllUL!S
11
I
111
Diseño cubierta: ABARRO No está permitida la reproducción total o parcial de este libro, ni su tratamiento informático, ni la transmisión de ninguna forma o por cualquier medio, ya sea electrónico, mecánico, por fotocopia, por registro u otros metódos, sin el permiso previo y por escrito de los titulares del Copyright. ~ 2000 Jase Antonio Pero-$anz Elorz
A José Miguel, José Ignacio y Morfa del Carmen
PROLOGO
(...1 En estos años, previos a la conmemoración del V Centenario del Descubrimiento de América, he debido dictar varios cursos y conferencias, para estudiantes y para ingenieros. en distintas universidades y entes de la América hispanoparlante; Universidad de Piura (Perú). Dirección General de
Asistencia Técnica de Rosario (Argentina), Universidad Nacional de San Andrés (Bolivia), Escuela Nacional Politécnica de Quito (Ecuador), Universidad Panamericana (México), etc. En estos cursos, como en los dictados en España,
he procurado centrarme en aquellos aspectos de interés concurrente tanto para la iniciación en cuestiones de metalurgia física, como para la comprensión de la base teórica subyacente a la práctica profesional. Particular atención
he prestado al eco suscitado entre los asistentes en lo que atañe a la dimensión expositiva, esto es, a la sistemática adoptada y su inteligibilidad. Los guiones preparados para esos cursos, los resúmenes de los coloquios y los apuntes (presentados a mi aprobación por los alumnos hispanoamericanos para una eventual edición escolar) constituyen el núcleo de estos folios, que entrego a la editorial por si responden a su petición. Tener presente la génesis oral de estas páginas explica su tono, sus referencias incidentales a talo cual punto de interés para la praxis industrial, e incluso sus fronteras temáticas. (...) Madrid, 14 de marzo de 1988. (la Edición)
A punto de agotarse la última edición de "Materiales metálicos", (Solidificación, diagramas, transformaciones), llega a los planes de estudios españoles de ingeniería el replanteamiento que, desde hace aproximadamente dos décadas, venía experimentando -en Estados Unidos, Gran Bretaña, Francia. etcétera- tanto la investigación como la docencia de la ciencia de los materiales. Asistimos, en efecto, a una integración pluridisciplinar de los conocimientos referentes a metales, cerámicas, polímeros y materiales compuestos que, con anterioridad. venían constituyendo otros tantos compartimentos estancos. Semejante articulación de los saberes, llamada a una fructífera fecundación reciproca, no puede por menos de ser bienvenida. El nuevo enfoque, científico y académico, ha exigido una revisión de aquella obra y, sobre todo, una ampliación -prácticamente se duplica su extensiónque la acomode al curriculum e incluso nuevas titulaciones, en curso de elaboración. para futuros ingenieros de habla castellana. De ahi el título Ciencia
PROLOGO
e Ingeniería de Materiales, así como el carácter de tomo primero (Metalurgia Física: estructura y propiedades). que presenta este volumen. Una precisión se impone, de todos modos: aunque la deseada interdisciplinariedad exige la cooperación de físicos, químicos e ingenieros, el libro está redactado con la vista puesta en estos últimos. La ingeniería cualifíca, en este caso, el ángulo de acceso a la ciencia y, consiguientemente, delimita el ámbito de los materiales que de modo preferente se considera. Es decir, los que cabría definir como estructurales: los que interesan por sus propiedades, por decirlo de algún modo. masiuos (rigidez, elasticidad, resistencia mecánica, densidad, tenacidad, comportamiento a fatiga, creep. etcétera) y estructurales de superficie (comportamiento a la oxidación, corrosión, fricción, abrasión, desgaste, etcétera). En una dimensión profesional, el estudio de las propiedades funcionales (térmicas, magnéticas, eléctricas, ópticas, etcétera) sigue constituyendo tarea tanto de investigación como profesional de físicos, quimicos-físicos, o de químicos industriales. Desde esta perspectiva, se comprende que la introducción a la ciencia e ingeniería de los materiales haya de comenzar por el acceso a lo que tradicionalmente se ha conocido con el nombre de Metalurgia Física. Dos circunstancias lo exigen: •. Ante todo, el tipo de formación previa con que acceden a la universidad los aspirantes a ingenieros: por lo común se les ha proporcionado un razona· ble bagaje de conocimientos físicos y químicos -tanto inorgánicos como orgánicos- que los capacitan para la comprensión de los materiales polímericos y cerámicos, asi como para abordar el estudio de las propiedades -semiconductividad, superconductividad, etcétera- vinculadas a la estructura atómica. No cabe asegurar otro tanto por lo que se refiere a la constitución físico-estructu' ral (policristalina, vítrea o amorfa) de los materiales metálicos ni, por consiguiente. a las propiedades que, de dicha estructura, se derivan no sólo para los metales, sino también para los cerámicos y para las interacciones (entre metales, polímeros y cerámicos) en los materiales compuestos. De hecho, el conocimiento de los procesos de solidificación, diagramas, transformaciones, deformaciones, etcétera, se supone también para una comprensión, por ejemplo, de la ciencia cerámica que quiera sobrepasar el nivel de la alfarería. •. En segundo lugar, la realidad industrial condiciona esa prioridad· no solo temporal- al estudio de los materiales metálicos: lo exigen así la preponderancia de los metales en la industria de la energía (oleoductos, gaseoductos, refinerías, centrales nucleares, térmicas, tendidos eléctricos, etc), la estructural (construcción civil, plataformas, recipientes criogénicos para gases) y la del transporte (naval, aéreo y terrestre). En este sentido, parece oportuno advertir que los avances tecnológicos en la elaboración, por ejemplo, de los aceros proporcionan a éstos un lugar des·
PROLOGO
tacado. no sólo cuantitativa sino también cualitativamente. en el área de los nuevos materiales l...). De ningún modo se vea en estas consideraciones una reticencia respecto a los planteamientos vigentes en el tratamiento -investigador y académico- de la ciencia de los materiales. Se trata, sencillamente. de no precipitar. en aras de la moda, el acta de defunción de la ciencia e ingeniería metalúrgica. De una ciencia y de una ingenieria que se enriquecen con las aportaciones de otras áreas. De hecho, el plan de esta obra -tras un segundo volumen referente a los aceros y fundiciones- prevé, Dios mediante, un tercero sobre materiales metálicos no férreos y un cuarto sobre materiales no metálicos. Quede constancia de la aportación que han supuesto las obras indicadas en cada capítulo; y mi gratitud por su expresa autorización para la reproducción de algunas ilustraciones -en cada figura o tabla se hace la oportuna referenciaa mi maestro el Profesor Lacombe de la Académie des Sciences francesa, al Profesor Leslie de la Universidad de Michigan. al Profesor Resenqvist de la Universidad de Cambridge, al Profesor Jonas de la Universidad Mc GiII; al Profesor Nutting del Institut of Materials; y a American Society for Materials. American Ceramic Society, Iron and Steel Institute of AIME. Institut de Recherches de la Sidérugie Fran~ise. Ed Revue de Métallurgie, Ed John Wiley & Sons. PW5 Keni Publishing Company. Deseo también agradecer los auxilios que me han prestado en la preparación del volumen mis colaboradores de Cátedra. Vaya igualmente mi agradecimiento cordIal al Catedrático J.I. Verdeja González, amigo y colega, por haber tenido a bien leerse el manuscrito original y ayudarme con sus valiosas sugerencias y con su estímulo.
Piedra laves, 14 de septiembre, 1992. 120 Edición). Respecto a la segunda edición de Ciencia e Ingeniería de Materiales esta tercera presenta. sobre todo, las siguientes novedades; Se amplía considerablemente el capítulo VIII, Transformaciones en estado sólido en el sistema Fe-C, con un notable desarrollo sobre tratamientos térmicos. El capítulo IX, Diagramas ternarios, también se ha incrementado, con un análisis del diagrama fe-e-ero Por otro lado, se ha restructurado el epígrafe relativo a los diagramas no metálicos, para una mejor comprensión de su aplicabilidad a los materiales cerámicos. Es completamente nuevo el capítulo XIII; La elección de materiales estructurales (por análisis atributivo). Por último, desaparecen los dos apéndices que cerraban el volumen. Profundamente reformados y ampliados, pasan a ocupar su lugar propio
PROLOGO
como Capítulo introductorio de carácter general: Materiales estructurales: naturales, metó/icos, cerámicos, polímeros y compuestos. Para facilitar el aprovechamiento escolar del libro, ha parecido oportuno incluir un anexo con cuestiones y problemas. Debo agradecer esta sugerencia, y parte de su realización, al ProL José Ignacio Verdeja. En el apartado de gratitudes, reitero las formuladas en anteriores ediciones y añado -en particular para esta 3a- el reconocimiento a D. Diego Plaza Pérez por su ayuda en la preparación de figuras y en la corrección de pruebas. Madrid, 29 de septiembre, 1995 (30 Edición)
Agotada ya la tercera edición, ésta 4a incluye en el Anexo 1 (Vocabulario de Ciencia e Ingeniería de materiales) la traducción de términos al alemán; y en el Anexo 2 (Cuestionario y Problemas) nuevos ejercicios propuestos en los últimos años en las EfS de Ingenieros de Minas de Madrid y Oviedo. Expreso mi gratitud por su ayuda a D. Diego Plaza Pérez y a D. Sergio Mora DíazGuerra. Madrid, 9 de enero, 2000 (40 Edición)
ÍNDICE
PROLOGO
VIII
CAPITULO INTRODUcrORJO: Los materiales estructurales naturales, cerámicos, polímeros y compuestos
I
0.1. Materiales estructurales naturales 0.2. Metales .......................................•...•..... 0.2.1. Los cinco meta/es prillcipa/es ......•...•........•...•.. 0.2.1.1. Hierro 0.2.1.2. Aluml"Jo 0.2.1.3. Cob« 0.2.1.4. Zi"e 0.2.1.5. Plomo
0.2.2. Metales cuya producción anual es inferior a J(/J Ton. 0.2.2.1. Niqu"
I
3 5 6 7 11 12 13
15 16
0.2.2.2. Magnesio........................................
17
0.2.2.3.
19
"',,'o
.....................
0.2.3. Otros doce meta/es estratégicos ........•...•...•...•...
21
0.2.3.0. El Silicio 0.2.3. 1. Til~io 0.2.3.2. Metales refractarios ....................... 0.2.3.3. Metales para la industria nuclear 0.2.3.3.1. ZI"'o"lo 0.2.3.3.2. Berilio
21 22 23 25 26 27
0.2.4. Metales preciosos ..........•...•...•....•...•...•... 0.3. Cerámicas ...............................•....•.......... 0.3.1. Cuánúcu"ennees 0.4. Polimcros Orgánicos ...............•................•...•.. 0.4.1. PoN"'eros ",moplásticos 0.4.2. PolEmeros termoestables 0.4.3. EluSlámeros 0.4.4. Espumas (polímeros expandidos) 0.4.5. Resumen de propiedades generales de los polímeros orgánicos 0.5. Materiales Compuestos...... . 0.5.1. Mutulules compuestos, de mut"z polimálcu 0.5.2. Materiales compuestos, de matriz metálica 0.5.2.1. Lo> MMQ;
28 30 32 34 36 39 40 40 41 41 43 44
0.5.2.2. Otros compuestos de matriz metálica
0.5.3. Materiales compuestos, de matriz cerámica 0.5.3.1. El Ho,mig6" 0.5.3.2. Cerámicas reforzadas con fibras ..........•.•...•.•.•.
44 45
47 47 48
IX
x
INDlCE
CAPITULO 1: Solidificación de un metal puro. Consideraciones generales L l. Introducción . 1.2. Del estado gaseoso al cristalino . 1.3. Principales sistemas cristalinos de los metales . 1.4. Temperatura de solidificación .
53 53 55 57 66
CAPITULO JI: La solidificación de un metal puro. Cinética del cambio de fase . 11.1. Energía libre de superficie . 11.2. Nucleación homogénea. Tamaño crítico del núcleo ....•..••..•... 11.3. Carácter discontinuo de la solidificación .............•..••..•... 11.3.1. Velocidad de nucleaci6n ....................•...•...... 11.3.2. Velocidljd de crecimiento de los núcleos . 11.4. Solidificación por enfriamiento continuo . 11.4.1. Curvas de solidificación . 11.4.2. Crecimiento de núcleos con flujo direccional de calor . CAPITULO nI: Aleaciones. Insolubilidad total y solubilidad . 111.1. Insolubilidad total entre dos metales (A y B) . 1/1.1.1. A Y B carecen de afinidad entre sE . 111.1.2. A Y B forman un compuesto intermetdlicoA x B . X 111.1.3. A Y B ..-.oflO afines en estadb sólido-presentan aJJnidad euféctica 111.2. Solubilidad . 1/1.2.1. Soluciones sólidas de sustitución . 1/1.2.2. Soluciones sólidas de inserción ................•....... 1/1.2.3. Solubilidad rofal y parcial ....................•...•... 1/1.2.4. Diagrama de equilibrio para solubilidad fofal ....•...•... CAPITULO IV: La solidincaclón Invariante . IV.I.lntroducción .........................................•... 1Y.2. Sistema en equilibrio .... . ...........................•... IV.3. Reacción eutéctica binaria ..............................•... TV.3.1. Comentarios sobre algunas eutécticas binarias . IV.3.LL Eut6eticas anonnales. Sistema Al-Si . IV.3.l.2. Euléclicas con S . IV.3.1.3. Eutéetica Cu-O. Tipos de Cobres comerciales . 1Y.4. Reacción peritéctica binaria . IV.5. Reacción monotéctica binaria ...........................•... IV.6. Reacción sintéctica binaria ...........................•..••. IV.7. Otras reacciones invariantes ..........................••••• _ CAPITULO V: Heterogeneidades tlslcas en la solidiftcación . V.l. Factores in(Juyentes en la estructura columnar ..............•.... Y.2. La contracción por solidificación .......................•.... V.2. J. Rechupe y contracción sólida ........................•.. V.3. Desprendimiento gaseoso durante la solidificación ...........•.... V.3.1. Generalidades .............•.................•....... V.3.2. Sopladuras origiTlQdas por ca en los aceros .......•...•... V.3.3. Macroes1rucfuTa de los lingotf!S de acero . .......•••..•.•..
75 75
82 83 86
89 93 93 96 101
101
102 104
107
110 110 1)) ))4 1I7
123 123 124 127 129 133
136 138 141
145 149
151 155
155 161 161 169 169
172
175
XI
lND1CE VA. Aptitud para el moldeo .........•............•...•...•...•.. Y.4.1. Co/abilidad ................•...•...•....•...•...•... V.4.2. Compacidad ............................•...•...•...
V.4.3. Agríelabilídad en caliente. . . . . . . . . . . . . . . . • . • . • • • . • • • • . . V.5. Solidificación a presión V.6. Colada y procesado de aleaciones semisólidas
,.
CAPITULO VI: Solidificación de Inequlllbrlo. Heterolleneidades qufmicas VI. l. Solidificación progresiva y solidificación por ronas
VI.I./. Solidíficaci6nprogresiva VI.l.2.Solidificaci6nporzonas V1.2.
,.......................... .................•...
Segregación mayor..................................... V/.2./. Segregación radial centrlpeta VI.2.1.1. Primer supuesto VI.2.1.2. Segundo .upmla ....................... VI.2.t.3. Subcnfriamiento constitucional y estructura columnar
VI.2.2. Segregación radial inversa VI.2.3. Segregación vertical VI.2A. Segregaciones locales
180 t82 183 184
189 189 189
192 194 194 196 197 202 204
205 ,.................
VI.2.4.1. Segregaciones producidas por gases Vi.2.4.2. Segregaciones por periodicidad en la cristalización VI.2.4.3. Segregaciones en grietlls
207 207 209 209
210
VI.2.5. Indices de segregación mayor VI.3. Microsegregación .....................................•..
VI.3.l. Tratamiento térmico de homogeneización .....•...... ,.. Vl.4.lnequilibrio por reacción euléctica y peritéctica V1.5. Solidificación rápida ,.. . .
CAPITULO VD: Transformaciones de equlllbrio en estado sólido Vll.1. Transformaciones por variación en la solubilidad
VlI.l.l ElprocesodeprecipitaciÓfl VlI.J.2 Hipenemple y maduración VlI.J.3 Fases terminales y fases intermedias
179 179
, .•.. ,..........
211 213 214 217
223 223 223 228 234
VII.2. Transformaciones por cambio alotrópico , VII.3. Transformaciones por cambio de alotropfa y de solubilidad .,.,.. V11.4. Transformaciones orden-desorden ",.......................
244 247
CAPITULO VIII: 1'ransfonnaciones en estado sólido en el sistema Fe·C,
259 259
Vlll.l. Transformación de equilibrio en el sistema Fe-C melaestable ..... VIlJ.I. J Geometrla de los constituyentes simpl~ del sistema Fe..(;
VIlJ.l.2. Cinética de la transformación austenita-ferrita VlIl.I.3. Diagrama metaestable Fe-C VIlJ.J.4. Estructuras micrográficas por enfrÚlmiutto de equilibrio VlJl. J.5. Determinación aproximada de la carga de rotura en aceros binarios ferrito-per/fticos ,.,"',.,""',.,........ VI1I.l.6. Enfriamientos a velocidades superiores ai equilibrio .... VlI/.l.7. Influencia de los eiementos de aleación en el diagrama Fe·C metaestable .,"", ,""""',........
254
259 262
266 268
274 275 278
INDICE
XII
VIII.2. Transfonnaciones de ¡nequilibrio en el enfriamiento de la austcnita . VIII.2.1. La reacción perlítica VIll.2.2. La reacción bainÍlica VIII.2.3. La transformación martensítica VIII.2A. Curvas TTT. (Transformación, Temperatura, Tiempo) .. VIII.3. Transformaciones por calentamiento VIII.3.l. Revenido de la martensita VIll.3.2. Revenido de la bainito y de la perlita V/l1.3.3. Formación de austenita por calentamiento a (} > A3 VIllA. Tratamientos térmicos de Jos aceros VillA. J. El enfriamiento en fos tratamientos térmicos con austenización previa VIIIA.I.!. La curva T.T.T. VIllA. 1.2. Severidad del agente refrigerante .........•.•. VIIIA.1.3 Tamaño de la pieza ........................•.... VIIl.4.2. El temple VIlIA.3. El normalizado ......................•......•... VIlIAA. Recocidos supercríticos .............•.......... VIlIA.5. Tratamientos térmicos subcríticos ........•. . . . . . . . . . VIII.4.5.1. Recocido subcrítico ....................•.. VIllA.6. Tratamientos isotérmicos. . . . . . . . . . . . . . . • . . . . . . . . . . VIIlA.6.1. El patenting ..........................•.•. VIII.4.6.2. El austempering ......................•.•. VIII.4.6.3. El manempering ......................•.•. VillA. 7. Los tratamientos termoquímicos .............•..•... CAPITULO IX: Diagramas ternarios IX. l. Interpretación de diagramas temarios . . . . . • . . . . . . . . . • . . . . . . . . . IXl.l. Representación gráfica .......................... IXl.2. Equilibrio de dos fases ...................•........ _. lXl.3. Equilibrio de tres fases ...................•.......... IX lA. Equilibrio de cuatro fases .................•.......... IX. lA. 1. Aleaciones de bajo punto de fusión ......•......... IX.2. Los diagramas ternarios en Metalografía ............•..•...... IX2.1. Sistema Pb-Sb-Sn .......................•...•..•... IX.3. El Sistema ternario Fe-C·Cr IX3.] El Cromo en IUl' aleaciones férreas Ix3.2. El diagrama ternario Fe-C-Cr IX3.3. Estructura micrográfica y márgenes de composición IXA. Sistema ternario SiOZ-A1 203-CaO IX4.l. Refractariedad. Resistencia al choque térmico. . . . . . . IX4.2. Cerámicas ácidas y cerámicas básicas. . . . . . . . . . . . . . . . . . . IX4.3. Los componentes simples Si02 ALzO;, CaO ..... ... . • . . . IX.4.3.L La sílice cristalina................................ IXA.3.2. Vidrios de sílice IXA.3.3. La alúmina, Al 203. Refractarios de alúmina IXA.3A. La cal, CaO IXAA. El diagrama binario SiOrAlz03 ,..... IX.4.4.I. Refractarios de mulfila (75% Al:fJ3) !
286 286 289 293 299 303 303 306
307 311
311 312 312 314 315 316 317 322 322 323 323 324 325 327 333 333 333 335 337 341 342 345 347 359 359 361 367 372 373 374 375 375 376 378 379 380 380
XIII
INDlCE IXA.4.2. Refractarios aluminosos (46% < % AI 20)
1x'4.5. El diagrama binario SiOrCaO IX.4.'.1. "of",.. ,ios ,Bid"",s IX.4.6. El sistema ternario SiOrA/zOrCaO. Escorias y refractarios PO'" la obtención de aceros :........... IX.4.6.1. E=,i" bisi= IX.4.6.2. "d,,",rios b"icos '. . . . . . . . . . . .
381
384 386 387 387 389
CAPITULO X: Fundamentos metalúrgicos de la deformación plástica en frío. Teoría de las dislocaciones X.1. Intcoducc,ón X.2. Geometría de los cristales _. . . . X2.J. Indices de MiI/" de los aislales cúbicos ..............•. . X.2.1.1. "ol"ione".ud,di"", de di"crion" y pl'nos.... .. .. . X.2.1.2. No"d6n v",lori,1 X.2.2. /ndices de Miller de los aiSlo/es no cúbicos X.3. Geometd, de 1" dislocadones X.4. Movimiento de las d'sloc"iones X.4./. Movimiento por deslizamiento ............ ....... x'4.2. Movimiento 110 conservativo. Trepado de las dislocaciones... KA.3. Movimiento por desli:wmiento cru:wdo X4.4. Codos en las dislocaciones ................... X.5. Fuentes de dislocaciones (Frank-Read) duranle la deformación X.6. Energía de una dislocación X.7. Campo elástico de una dislocación X.8. Dislocación de Shockley y defectos de apilamiento XS./. Dificultad de IlIs dislocaciones ensanchadas para moverse por des/i,ami,,"o cr,,,ado y pOrlrepodo X.9. La barrera dc Lomer-CoUrcll X.IO. Dislocaciones impetfeCl" de Ftank X.II. Reacciones entre dislocaciones. Nomenclatura de Thomson CAPITULO XI: Acritud. Bases metalúrgicas del comportamiento y propiedades mecánicas en rrío ......... XLI. Endurccimiento por deformación en frío: acritud .. XI.I./. Aeriwd en el monocristal X/./.2. En el agregado po/icrislalino ..............•...•...... XL2. El en"yo de tracción X/.2./. Cun'a convencional de tracción...................... . X12. 1. 1. Alargamiento total hasta rotura, AT ............•.... XI.2.2. Curva real de lensiones-deformaciones ,....... XI.2.3. Coeficiente "11" . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . • . . XL3. EstmClu" y limite elástico XI.3.I. Allelaslicidad, 1:.1ecto Snoek, Efecto Bauschinger XL4. Estmetu" y eocficiente "n" de acritud. ............. XI.4.1. Roluro en el e",ayo de tracción X1.5. EstruclUra y alargamicnlo total por tracción en frío........... .. XL6. MictocstmClu" y tenaeid,d
393 393 396 396
398 400 401 403 408 409 413 416 417 422 424 429 433 438 441 445 447 453 453 453 455 455 456 459 461 464 465 469 473 476 478 480
XlV
INDICE
Xl? La fatiga .......................................•....... Xl.B. Envejedmiento por atmósferas de Comell XI.8.1. Envejecimiento de aceros por strain aging XJ.9. Endurecimiento por solución sólida de sustitución XI. 10. Endurecimiento por precipitación. Endurecimiento estructural XliI. Endurecimiento por lagunas XI. 12. Consideraciones complementarias _. .
CAPITULO XU: Recrislalización. Deronnación a alta temperatura. Tra· tamientos tennomecánlcos . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
xn.l. Introducción
XII.2. Restauración XII.3. Recristalización primaria. .. . . . . .. . . . . XlI.3.l. Acritud y temperatura de recristalización XJJ.3.2. Consideraciones sobre la nucleación de los granos recristalizados XI/.3.3. Efecto de las impurezas XlI.3A. Textura de recri~ualización primaria XI/.3.5. Consideraciones complementarias sobre la recristalización primaria XJl.3.6. Cinética de la recristalización XII.4. Crecimiento del grano recristalizado .......•.•••.•••..•••.... XJl.4.l. Recristalización secundaria ........•.....•.••••••. _. XI/A.2. Recristalización terciaria XII.5. Recocidos de restauración XII.6. Deformación a aita temperatuta XI/.6.l. Tensiones de fluencia en la deformación a alta temperatura XlI.6.2. El conformado en caliente (TH > 0,75 TEl. . . . . . . . . . . XII.6.2.1. Mejoras por conformado en caliente de las estructuras de solidificaci6n __ . XIl6.2.2. Estructura bandeada. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . XJl.6.3. Deformación por j1uencia XJl.6.4. Superplasticidad XII.7. Tratamientos termomecánicos con transformación de fase XlI.7.). Tratamientos termomecánicos en aceros XlI.7.2. Tratamientos termomecánicos en aleaciones de aluminio
CAPITULO XIII: La elección de materiales estnacturales ........•.•. XIII. l. Propiedades mecánicas compuestas, mapas para la elección de materiales XIII.2. Materiales para vigas X1II.2.1. Geometría de la sección y comportamiento mecánico XlII.2.!.l. Geometría y rigidez (resistencia a la deformaci6n elástica) XHI.2.1.2. Geometrfa y resistencia a la deformación plástica XII/.2.2. Comparación entre materia/es para vigas XIII.2.2.1. Minimizar peso con igual rigidez x:m.22.2. Minimizar peso oon iguaJ resistencia a la deformación plástica Xlll.2.2.3. Selecci6n por peso sin riesgos de rotura inestable ....
486 492 494 497 498 500 502 507 507 516 517 517 518 521 523
525 528 528 532 533 533 536 540 542
545 546 552 558 562 562 569
575 576 583 584
585 587 590 590
591 592
XV
lNDICE XIII.3. Materiales pa... columnas ............................•... XIII.]./. Geometría de la sección y pandeo ...............•.... XJII.3.2. Comparación entre materiales para columnas ....••.... XIIJ.4. Materiales para depósitos a presión XIII.4.l. Geometrfa y comportamiento a la presión XlJI.4.2. Materiales para depósitos. XIII.4.2.I.Depósitos esfhicos. Minimo peso para una rigidez
592
593 594 595 595 597
determinada XlII.4.2.2.Depósilos esféricos. Mínimo peso sin riesgo de deforma-
597
dOn plást;ca ...
598
............................... ....
XIII.4.2.3.Dep6silos esféricos. Mínimo peso sin riesgo de fractura inestable
X1I1.5. El precio de coste, factor paTa la elección del material XJJI.5.1 Mapas de materiales y coste XIII.5.1.1 Otros supuestos XIII.5.2 Elección por propiedades múltiples. Análisis atributivo XIlI.6. Materiales resistentes a fatiga: aceros bonificados XIII.? Consideraciones sobre temperatura de servicio y comportamiento de los materiales XIII.B. Conclusiones complementarias
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599 602 603 606 608 612 615
ANEXOS l. Vocabulario espanol-inglés·francés-alemán .........•.•••..••..•.. 2. Cuestionario y problemas ....................•.•.••••••••.•.. 3. factores de conversión de algunas unidades ......•.•.••••••••••.
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INTRODUCCIÓN Los materiales estructurales: naturales, metálicos, cerámicos, polímeros y compuestos. Entre las numerosas acepciones del término, aquí se toma la palabra material o para indicar la substancia o substancias -naturales o artificiales- que se utilizan como integrante/es en la confección o fabricación de objetos. materiale!J~
Ofrecen interés científico y técnico para el ingeniero, por cuanto a él corresponde seleccionar los materiales más adecuados para determinada obra. A menudo -cuando sec trata de materiales no naturalcs- es tarea del ingeniero el producirlos para su posterior empleo. El término "estructural" se aplica aquí a los materiales con propiedades fundamentalmente mecánicas masivas (rigidez, elasticidad, resistencia mecánica, tenacidad, etc.) y de superficie (comportamiento a la fricción, desgaste, oxidación, corrosión, etc.) útiles para la construcción en sentido amplio. Se reserva el nombre de materiales "funcionales" para aquellos requeridos por sus propiedades eléctricas o electrónicas (conductividad y resistividad, superconductivi· dad, semi conductividad), magnéticas, tennoiónicas, radioactivas, biocompatibles, etc. Materiales orientados a desempeñar una función no estructural, abundantes en número aunque su producción ponderal es menor que la de los "estructurales", y cuyo precio unitario acostumbra a ser alto. Los materiales estructurales suelen agruparse en: Naturales (ref.O.l), Metálicos (rer. 0.2), Cerámicos (ref 0.3), Polímeros (ref. 0.4) y Compuestos (ref. 0.5) (*).
0.1. MATERIALES ESTRUCTURALES NATURALES En la naturaleza existen materiales, como la piedra natural, cuyas propiedades estructurales continúan interesando en el momento actual para sillares, mampuestos, losetas, chapas, tejas, etc. Por su génesis la piedras naturales -las rocas- pueden ser ígneas -plutónicas o volcánicas-, que son las más duraderas; sedimentarias menos estables que las anteriores, y metamórficas.
(") No hace: falta subrayar que las nociones evocadas en este capítulo introductorio, de ningún modo prelenden constituir un Iralado o sumario de las materias que en ~l se cil3n. Se t1313 sólo de recordar algunos principios o conceplos de carácter general.
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CIENCIA. E lNGENJERJA DE MA. TERlALES
Las rocas fgneas proceden de la solidificación de un magma fundido. Se denominan plutónicas cuando la consolidación tiene lugar en zonas profundas de la corteza terrestre, generalmente en grandes masas sin estratificar, como ocurre con el granito (agregado complejo de feldespato, cuarzo y mica), la sienita, la diorita, el galeno y el olivino. Las voldnlcas como el basalto, el pórfido, la traquita, la diabasa, la loba,
solidifican en el exterior de la coneza terrestre o en zonas muy próximas a ésta. Ambos tipos de rocas rgneas se clasifican en tres grandes grupos: según tengan cuar· zo, feldespatoides, o bien carezcan de uno y olro. La composición promedia de las rocas ígneas, expresada en óxidos, es, según Clark y Washington: 59,1% de Si~, 15,3% de A1 20 3, 3,8% de FeO, 3,1% de Fe203' 3,5% de MgO, CaD 5,1%, Na20 3,8%, K20 3,1 % Y otros 3,2%. Estos componentes no varían arbitrariamente, sino que son interdependientes. Las rocas sedimentarias, también denominadas exógenas, deben su origen a la intervención de agentes externos a la corteza terrestre. Esos agentes erosionan las rocas por disgregación mecánica y descomposición química. transportan los productos o detritos, y los sedimentan. Están constituidas por estralOs cuyos componenles S3 han agrupado como consecuencia de una sedimentación mecánica. Tal ocurre, por ejemplo, con las arcillas, los áridos, las areniscas. Luego pueden petrificar por la acción química (sulfatos tales como aljez -para yeso-, caliza, dolomía, cloruros, margas, etc.) o por la acción bacteriana; ya sea sobre la materia orgánica animal que habían adquirido durante el usos· porte (V.gr creta, trípoli) o sobre la materia vegetal (lignito, antracita, hulla).
Las rocas metam6rficas son el resultado de cambios fisicoquímicos debidos a la acción de factores tales como la temperatura, la presión, y fluidos químicamente activos, tanto sobre las rocas ígneas (gneis, serpentina, etc.) como sobre las rocas sedi· mentarías (por ejemplo, la pizarra, el mánnol). A partir de las "rocas" naturales se fabrican cerámicas (ref. 0.3 y IX.4), cementos (rer. lX.4.6) y conglomerados pérreos más baratos que el cemento en los que éste actúa sólo como adhesivo. Un ejemplo de esos conglomerados o materiales compuestos, de notable interés en ingeniería, es el hormig6n (rer. 0.5.3.1 y XlIl.2.1.2).
Las Maderas son otros materiales naturales estructurales "compuestos". Están integrados -entre un 40 y un 50 % aproximadamente- por fibras alineadas de celulosa que se aglomeran con lignina (de 20 a 30%) y hemicelulosa (de 15 a 20%). Con· tienen también resinas y aceites y su composición varía según la especie. Las propiedades mecánicas de las maderas (Figuras XIII.l, XIH.2, XlI1.3 YXlII.4) varían con la disposición de la fibra respecto a la tensión aplicada. Se utilizan ampliamente como materiales de construcción a pesar de algunos inconvenientes obvios; tales como su combustibilidad, inestabilidad volumétrica, deterioro biológico, escasa resistencia mecánica, anisotropía de propiedades, etc. Su consumo mundial -importante- resulta difícil de evaluar. Industrialmente suelen clasificarse, en maderas blandas (álamo, castaño, sauce,
LOS MATERIALES ESTRUC1VRALES NATVRItl.ES, METAUCOS, CERAM1COS, I'OUMEROS r COMPUESTOS
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etc.), empleadas para embalaje, pasta de papel, entarimados, trabajos sencillos de carpintería, etc.; maderas duras (roble, haya, encina, guayacán, nogal, etc.), utilizadas antiguamente para traviesas de ferrocarril, se emplean algunas de ellas para enlibado de minas, losetas, puertas, industria del mueble, etc.; maderas finas (caoba, ébano, olivo, manzano,ctc.); y maderas resinosas (abeto, ciprés, pino, etc.), utilizadas por su resistencia a la humedad. En las normas UNE puede consultarse la nomenclatura de las principales maderas españolas o aclimatadas en España, su nombre científico, la denominación comercial oficial, otros nombres comerciales, y algunas observaciones referentes a la calidad y aplicaciones de cada madera. Además de la piedra y la madera. muchos otros materiales naturales -como cañas, fibras, corcho, paja- han sido utilizados desde los albores de la humanidad en su forma natural. La progresiva tccnificaci6n ha llevado al hombre a utilizar. desde antiguo, muchos materiales procesados a partir de los naturales. 0.2. METALES Dentro del conjunto de los elementos del sistema periódico la diferencia fundaTABLA 0.1.
es
0,79
Rb K
0,82 0.82
Zo Cr
1.66
'"
0.89
Sr
.0,95
ti Ca La Ce
0,98
Cd In Ga Fe Cn Cu
1,69 1,78 1.81 1.83 1,88 1,90
Si
1.90
Na
Pe Nd So Gd
Dy Y Ha Er Lu
Pu Mg
Zr Se
Np
U Ti Be
Mn Al
0.93
1,1,10 1,12 1,13 1,14 J,17 1,20 1,22 1,22 1.23 1,24 1.27 1,28 1.31 1,33 1,36
1,36 1,38
1,54 1,57 1,55 1,16
V
1,63 1,65
Ni
1.91
1,93
Ag
So Hg Oc Oc
1,96 ..
2.01 2,02 2.05
Di Sb
Mo As Pd Ir Rh
2,16
2,18 2,20 2,20 2.28 2.28 2.33 2,36
Pt Pb W
Au Se
2,2,01
..
2,54 2.55
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CJENCL4. E INGEN1ERlA. DE MA. TERJALES
mental entre metales y no metales radica en que los álomos de los primeros tiencn muy pocos electrones en sus orbitales exteriores: electrones que ceden con facilidad, para formar una estructura de órbita externa completa y estable.
Se llama elcetropositividad a la facilidad de un metal para perder electrones, quedando el álomo cargado positivamente. En la tabla 0.1. puede verse el orden decreciente de la eleetropositividad de los metales -orden creciente de elcclroncgatividades-- calculado de acuerdo con el criterio de Pauling, según la energía necesaria para captar un electrón (sirve como base el valor 3,98 asignado al alemenlo más electronegativo: el flúor). Cabe subrayar el pequeño carácter electropositivo de los metales posteriores, en esta serie, al estaño. Los valores correspondientcs a los no mctalcs son: Boro (2,04), Fósforo (2,19), Hidrógeno (2,20), Carbono (2,55), Azufre (2,58), Yodo (2,66), Bromo (2,96), Nilrógeno (3,04), Cloro (3,16), Oxígeno (3,44), Flúor (3,98). Cuando exisle enlre dos metales una gran diferencia de electronegalividad, el enlace entre ambos para formar una molécula es de lipo iónico. Olros tipos de enlace molecular son los enlaces covalente, covalente coordinado y covalente polar, etc. En el caso de un sólido melálico, cada átomo cede electrones periféricos a una nube electrónica; ésta, por ser electronegativa, cohesiona a los átomos cargados positivamente: no es pcninente hablar de moléculas. Ese enlace entre los átomos del cristal melálico, o grano, es peculiar de los metales y por ello recibe el nombre de enlace metálico.
Es específico de este enlace el carácter anónimo de la unión de los átomos entre sí: cada átomo concreto no queda firmemente ligado a otro determinado, a diferencia de lo que ocurre en los otros tipos de enlace químico. También es característica del enlace metálico la movilidad de los clectrones dentro de la nube formada por los electrones de valencia: este fácil desplazamiento de los electrones explica la conductividad térmica y eléctrica de los metales. Otra propiedad de los metales -que radica también en su peculiar enlace atómicoes la capacidad de deformación antes de la rotura, en contraste con lo que ocurre con los materiales no-metálicos, tales como cerámicas, vidrios, sólidos iónicos, etc. En todos éstos, cuando se alcanza la energía de separación elástica entre los álOmos de una molécula se quiebra su enlace y se induce la rotura. En los metales, en cambio, al sobrepasar la deformación elástica no se produce rotura de enlace: unos álamos pueden deslizar sobre otros, lo que se traduce macroscópicamente como deformación plástica. El enlace metálico explica asimismo la aptitud de los metales para formar tipos de aleaciones conocidas como soluciones sólidas de sustitución: dado el carácter anónimo de dicha unión, en la red cristalina de un metal (disolvente) algunos átomos pueden ser sustituidos por átomos de otro metal (sol uta). La sustituibilidad de unos átomos por otros puede ser total si el diámetro atómico del soluto, su electropositividad, su valencia (número de electrones cedidos a la nube
WS MATU1ItLES fSTRUCTURA.US NATURA.LlS, MET.4UCOS, CEI«MICOS.I'OWIEROS rCOJ"UESTOS
s
electrónica), y su red cristalina, son análogos a los del melal disolvenle. Así, por ejemplo, el cobre y el níquel pueden componer aleaciones en cualquiera de uno y otro elemento: metal Monel (compuesto por 75% de Níquel y 25% de Olbre): Constantán (compuesto por 45% de Níquel y 55% de Cobre); cuproníqueles (75% de Olbre y 25% de Níquel), cte.
0.2.1. Los cinco metales principales Solamente cinco metales superan el millón de toneladas de producción anual: Hierro, Aluminio, Cobre, Zinc y Plomo (ref. Figura VI1.13) De esas producciones la del acero (Hierro oon un contenido de Carbono inferior a 2,11 %, Y en la mayor parte de los casos muy por bajo de este valor, rcf Cap.VIII) es de casi ochocienlos millones de toneladas. Lo cual equivale al 94% de la producción aflllal total de materiales metálicos, y supera casi 9 veces a la producción anual, en peso, de los materiales poliméricos orgánicos. Después del hormigón es el material estructural más utilizado. Por lo que respecta a fundiciones férreas --segundo material metálico más utilizado mundialmente, después del acero, la relación entre la producción de piezas fundidas y la producción de acero se mantiene prácticamente constante (aproximadamente 13%) desde hace más de 40 años. En los países en desarrollo, con bajo consumo de acero, aquella relación es inferior al 7% como consecuencia de su débil infraestructura para fabricar productos metálicos, maquinarias y equipos. En orden de producciones y consumos los metales que siguen al Hierro en importancia ponderal son: el Aluminio (20 millones de toneladas anuales), el Cobre (12 millones de toneladas), el Zinc (7 millones de loneladas anuales),y el Plomo (algo más de 5 millones de toneladas). Esos cinco metales, y otros tres (ref.0.2.2), es decir, ocho metales -Fe, Al, Cu, Zn, Pb. Ni, Mg, Sn-. suponen el 99 % de la producción anual, en peso, de mareriales metálicos en el mundo. En lo que respecta a la evalllación económica de esa producción ( loncladas x precio de la tonelada) -Figura 0.1- el orden de prelación resultaría ser: Fe, Al, eu, Au, Ni, Sn, Zn, Pb, y airas.
Otros
Pb Zn
Fe
Al
Fig. 0.1. Valoración porcentual económica de la producción mundial de metales.
CIENCIA E lNGENIERJA. DE MATERlA.LES
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Por otro lado puede decirse que apenas ha cambiado significativamente la lendeD· cia en producción y consumo de los principales metales estructurales durante el último medio siglo. Las excepciones han sido el Aluminio y el Estaño: disminuye la pendiente del Estaño y ha aumentado sensiblemente la pendiente de crecimiento para el Aluminio (solamente superada por la pendiente del Titanio, aunque su producción es muy baja: no alcanza actualmente las 200.000 toneladas).
0.2.1./ Hierro
Es el cuarto elemento más abundante en la corteza terrestre, precedido solamente por el Oxígeno, Silicio y Aluminio. Se estima que la proporción en peso de Hierro es de 50.000 partes por millón en la corteza terrestre (Tabla 0.6) y que el núcleo de la TIerra, 3000 Km de radio, es!.á fonnado por Hierro y Níquel; lo cual parece sUlxmer un contenido global de 40% de Hierro en nuestro planeta. Sus menas -minerales naturales de los que se extrae- son: hematites (Fe203), magnetita (Fe304), Iimonita (FeO(OH) ) y siderita (FeC03). Está también presente en las piritas en forma de sulfuros dobles más o menos complejos. Las principales reservas de mineral con alto contenido de Hierro están en la anti· gua URRS (31 %), Brasil (17%), Canadá (12%), Austral;a (10%), India (6%), USA
(4%). Propiamente -salvo para el elemento ultrapuro- no parece propia la denominación de "Hierro" para este material, desde un punto de vista estructural. Por pequeña que sea la cantidad de Carbono que presente -incluso del orden de 50 ppm- se trata ya de acero; y para contenidos de Carbono superiores al Ifmite de saturación en la austenita, el material es fundición férrea. Para límites de composición y otras cues· tlones como propiedades, tratamientos tirmieos, etc. véase el Capítulo VIII. Sí parece conveniente, antes de finalizar este apartado, hacer una breve refcrencia al interés creciente de las miniacer{as. Las siderurgias integrales, que partiendo de mineral de Hierro obtienen arrabio en hornos altos. y posteriormente acero en los convertidores, experimentan actualmente dificultades en los países desarrollados; derivadas de la necesidad periódica de grandes inversiones de capital, para renovación de un costoso equipamiento sujeto a obsolescencia. Una buena parte de las dificultades actuales provienen, también, del coste de mano dc obra, más bajo en los países dcl Tercer Mundo. Pero el auge de las miniacerías se debe fundamentalmente a consideraciones energéticas derivadas de la gran cantidad de chatarra existente (solamente en USA las toneladas de chatarra alcanzan casi el total de la producción mundial de acero). La chatarra es una materia prima de bajo coste si se compara con el mineral de hierro. Así, obtener una tonelada de acero a partir de chatarra en una miniacería, en horno eléctrico, supone un consumo de 5,6.106 Kilojulios; en tanto que obtener igual cantidad de acero, en un horno alto y su posterior conversión con oxígeno, suponen 16,96.106 Kilojulios en una planta integral. Ello, sin embargo, no supone que el reciclaje. y las miniacerias, harán desaparecer
WS MATERIALES ESTRUC1VRALES .\'ATURALES,MEf'AUCOS, CERAM/COS, romlENOS YCO.'tfroESTOS
7
a las siderurgias integrales. Sin los hornos altos ( que inician la secuencia mineral -> arrabio -> acero -> productos -> chatarra) las miniacerías --5egún estimaciones norteamericanas-- se verían obligadas a parar en unos diez años. O.2.}.2. Aluminio El Aluminio, metal centenario, obtenido en laboratorio por vez primera en 1859, y cuyo despegue en producción se inicia en Francia en 1889 con el procedimiento Heroult, cuyo fundamento sigue vigente (electrólisis de alúmina -A120r disuelta en criolita -F~Nar fundida), es hoy el segundo metal más consumido en el mundo; precede al Cobre cuya utilización, al igual que la del Plomo (y la de los otros metales, como el Oro, situados por debajo del Hidrógeno en la serie electromotriz), se remonta a la prehistoria. Después del Oxígeno y del Silicio. el Aluminio es el elemento más abundante en la coneza. terrestre (el 98% eslá constituida por los anteriores elementos. y por Fe, Ca. Na. K. Mg. Ti en orden decreciente). Aproximadamente Jos 2/3 de las reservas de bauxitas (AlzO). 2H20), de alta calidad, se concentran en cuatro países: Australia 25%, Guinea 25%, Brasil 15% y Jamaica 6%. En 1990, el 30 % de la alúmina primaria, procesada de la bauxita, fue producida por Australia; el 17% por USA, 8,5 % Jamaica, 5% Brasil, 4% Venezuela, 15% Europa occidental y 19% por otros países. En la década de los 90 los Estados Unidos de América continúan siendo el primer pais productor de Aluminio primario en el mundo occidental: 27,4% de la produccción mundial. Seguido por Europa Occidental 24,5%, Canadá 11,5%, AuslTalia 8,6%, Brasil 7,3%, Venezuela 4,5%, otros 16,2%. El Aluminio tiene una baja densidad, 2,69, casi una tercera parte de la del Hierro. Las aleaciones de este metal reciben el nombre de aleaciones ligeros. Ocupa un lugar alto en la serie de potenciales normales de oxidación (Tabla 0.2), tiene por tanto tendencia a pasar a la forma iónica y resulla anódico para metales situados por debajo del Aluminio como Hierro, Cobre, etc. Los potenciales de equilibrio de la Tabla 0.2 corresponden a los de cada metal, frente a sus iones, para una concentración igual a actividad l. Habida cuenta de la débil solubilidad de las sales de algunos metales la clasificación de los potenciales normales tiene una limitada utilidad cuando se quiere determinar si un metal es anódico con relación a otro. Se trata. en cualquier caso, de un metal con buenas características de resislencia o lo corrosión en medios acuosos no alcalinos. La mala imagen que el Aluminio tenía a este respecto, en las primeras aplicaciones marinas, se debía a que solfa roblonarse con Cobre. Su resistencia a corrosión inrergranufar, o por picadura, decae cuando microes-
CIENCIA E INGENIERJA DE AfA TERlALES
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Tabla 0.2.- Potenciales Normales de oxidaciÓII (Uhlig) Reacciones
Li:: Li'+eK'" K'+eCa = Ca"+2c Na = Na'+c· Mg = Mg"+2e" Be:: Be"+2eU = U·J +3eHf = Hf"'-+4e Al ::: AI"+3e Ti::: T¡"+2eZr = ZI"'+4e" Mn::: Mn"+2c· Nb :: Nb"+3e" Zn :: Zn"+2eCr = Cr"+3eGa:: Ga"'+3c
Fe:: Fe"+2eCd = Cd"+2e"
[n:: In·'+3c·
Potenciales nanuales de oxidadón F¡ en YOllios,
.25
e
3,05 2,93 2,87 2,71
2,37 1,85 I,BO 1,70 1.66 1,63 1,53 1,18 aprox. 1,1 0,763 0,74 0,53
Reacciones
Potenciales normales de oxidación ~ en voltios, .25 e
TI:: ll'+e" Co:: Co"+2e-
0.336 0.277
Ni = N¡"+2eMo '" Mo"+3e Sn = Sn"+2c" Pb = Pb"+2e" tL:: 2H'+2e" Cu '" Cu-+2c-
0,250 aprox.O,2 0,136 0,126 0,000 -0.337
2Hg = Hg"'+c Ag '" Ag'+ePd = Pd"+2eHg:: Hg"+2e"
PI:: Pl"+2c' Au '" Au"+3e-
-0,789
-0,800 -0,987 -0,854 apTOX. -1;2
·1.50
0,440 0,403 0,342
trucluralmenle presenta precipitados que aclúan como zonas anódicas o catódicas, cosa que ocurrc en sus aleaciones Al--ell y Al-Zn. En presencia de oxígeno se oxida fácilmente y con desprendimiento de calor; por ello se emplea como reductor en algunos procesos y como fuente de caiDr en otros (por ejemplo soldadur.. de carriles para vías por aluminotermia). En la Figura 0.2 puede verse la energía de formación de su óxido, AJ 203, y la imposibilidad práctica de obtener Aluminio por reducción de alúmina con otro elemento.
La obtención de Aluminio -a partir de un fundido de alúmina y criolita~ se efectúa por electrólisis y precisa gran cantidad de energía. Como ejemplo, en USA, el 4% de la energía eléctrica total se consume en producir Aluminio. Resulta lógico que las instalaciones para obtención del Aluminio cstén habitualmente situadas en las proximidades dc ccntrales eléctricas. El Aluminio requiere grandes cantidades de energía eléctrica para su obtención a partir del mineral -270 GJ/tonelada-, aunque los requerimientos teóricos son mucho menores: 21 GJ/tonelada. Por ello la investigación a desarrollar en este campo contribuirá notablemente a aminorar precios y ahorrar energía. En esa misma línea, ahorro de energía, está cobrando importancia el reciclado de chatarras de Aluminio. En Inglaterra, por ejemplo, prácticamente una terccra parte de la producción de Aluminio proviene de reciclado.
LOS MATERiALES ESTRUcrVRALES NATVRALES, ME1AUCOS, CERA MICOS, POUMEROS y COMPVESTOS
l"t
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n' Fig.0.2. Variación de enerxía libre de formación de los óxidos en función (le la tempera/lira. F Plinto de Fusión
E PunJo de EIJlllIición
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CIENCIA E INGENIERJA DE MATERIALES
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Su gran afinidad por el oxígeno harfa suponer que el Aluminio se comporta mal a oxidación. Pero no es así debido a que el volumen específico de su oxido estable es superior al del metal, por lo que su superficie queda plenamente recubierta, y resulla impermeable a los iones de oxígeno. Por ello el metal recubierto por esa compacta película de AI 20J • -que puede obtenerse también artificialmente por oxidación anódica-, resulta protegido frente a una posterior oxidación y corrosión (incluso aunque el espesor de la película sea pocas micras). En correspondencia con su bajo peso atómico tiene gran calor especifico (ter Tabla 11.17); puede ilustrarlo el hecho de que se requiere aproximadamente igual número de calorías para fundir 1 Tonelada de Aluminio que para I Tonelada de Hierro; aunque la temperatura de fusión de este metal (1538°C) es muy superior a la del Aluminio (66QOC). Su coeficiente de dilatación (23,6.10-6 a 300 oC) es aproximadamente el doble que el del Hierro (refTabla 1.14). Es fácilmente deformable: tiene bajo módulo elástico (70 GN/m 2, ref Tabla 1.17) y amplia capacidad de deformación plástica (30 a 40 % de alargamiento en el ensayo de tracción, rer Fig XI.9). Resulta tenaz al choque; de modo manifiesto a bajas temperaturas, por lo que se
.
usa en aplicaciones criogénicas. Otras características mecánicas, de rigidez (módulo elástico) y resistencia mecánica, son más bien bajas (40 a 50 MPa de límite elástico y 90 MPa de carga de rotura por tracción). Algunos elementos de aleación (Cu, Zn - ref VlI.1.2- y más recientemente otros, ref VI.5) consiguen mejorar la resis/encia mecánica del Aluminio, después de tratamiento térmico, por endurecimiento es/ructural. Por ejemplo, por citar las aleaciones más comunes a este respecto, la resistencia a tracción del duraluminio bonificado (ref VII. 1.2), AI- 4%Cu - 1% Mg, es cinco veces superior a la del Aluminio; y siete veces mayor para AI- 6% Zn - I % Mg. Las principales familias convencionales de aleaciones ligeras, además de las ya indicadas para aumentar la resistencia mecánica, tienen por objeto mejorar la resis/encia a corrosión (aleaciones Al-Mg», y la aptilud para el moldeo (siluminios, aleaciones
Al-Si). El comportamiento a esfuerzos cfe/icos (fa/iga), tanto del metal como de sus aleaciones, es muy mediocre. Es un metal de gran conductividad /érmica y eléctrica: para igual sección su conductividad térmica es casi 213 la del Cobre, que pesa tres veces más que el Aluminio (por lo que la relación conductividad/peso resulta favorable para el Aluminio); por ello, ya desde finales del siglo pasado, el gran empujón a la industria del Aluminio lo dió el transpor/e de energla eléc/rica. Se emplea profusamente en el cableado de transformadores y en tendidos eléctricos; los hilos se cablean sobre alma de acero para conferir resistencia al conjunto, por lo que esta asociación no resulla exenta, si no se protege adecuadamente la separación entre uno y otro metal, de problemas de corrosión.
LOS K-tTEIW.LES ESTRUC1VRAliS NATVRAUS, METAllCOS, ClRAMlC05. f'OWIEROS YCOMPUESTOS
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Es un metal amagnético y no tóxico. El reparto del consumo de AJuminio y sus aleaciones corresponde en orden de importancia, según se indica en la Figura 0.3, a: edificación, transporte aéreo y terrestre, aplicaciones eléctricas y transmisiones, envases y maquinaria.
Maquinaria Transporte
Industria Eléctrica Varios
Consuucción
Envases Flg. 0.3. Reparlo del consumo de Aluminio.
0.2.1.3 Cobre Sus minerales más abundantes son la calcopirita (CuFeSz) y la calcosina (CuzS); cuyo contenido en Cobre suele ser, por término medio, de 2 a 4%. Otros minerales como la cuprita (CUlO), malaquita (Cu(OH)z.CuCO]), azurita (Cu(OH)z.2CuCO]), atacamita (3Cu(OHh.CuClz), etc. tienen su origen en la acción de agentes atmosféricos sobre la calcopirita y la calcosina. Las principales reservas de mineral de Cobre están en: Chile (20%), USA (20%), Canadá (9%), URSS (9%), PeTÚ(7%), Zambia (7%) y Zaire.
La producción minera de Cobre en Jos distintos países del mundo -sin contar CEI- corresponde en orden de importancia a Chile, USA, Canadá, Zambia, Zaire, Perú, Méjico, Australia, Filipinas, Sudáfrica, Nueva Guinea, Indonesia. En la Figura 0.4 puede verse el reparto del consumo de Cobre para aplicaciones diversas, entre las cuales la industria eléctrica supone el 50 % en peso y la construcción (conducciones, techumbres, etc.) el 23%. Sus aleaciones- latones (Cu-Zn), bronces (Cu-5n), cuproníqueles (Cu-Ni), cuproaluminios (Cu-AI), alpacas (Cu-Ni-Zn), etc. -se emplean ampliamente en la industria naval y en acuicultura, aprovechando su resistencia a corrosión y también el carácter biocida del Cobre. El Cobre se encuentra por debajo del Hidrógeno en la serie electromotriz; su potencial de hidrógeno es por tanto negativo y en consecuencia su resistencia a corrosión en medio acuoso es una de sus propiedades fundamentales. En cuanto a su comportamiento frente al Oxígeno véase en la Figura 0.2 la estabilidad de su óxido; y
CIENCIA E INGENIERlA l)E AtA. TERJALES
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Industria Eléctrica
Varios
Transporte
""--
Maquinaria Industrial
Construcción
Fig. 0.4. Re/H/rlO del consumo de Cobre.
en IV.3.!.3 la incidencia que pequeñas cantidades de oxigeno tienen sobre su estructura micrográfica y sobre algunas propiedades mecánicas. El comportamiento del Cobre ante algunos agentes químicos como el NH) (con el que forma iones complejos), ácidos fuertes oxidantes como el NO)H (al que reduce), acetileno, clc., no es bueno. Una importante propiedad intrínseca del Cobre -determinante de la mitad de su consumo- es su gran conductividad eléctrica (y también térmica). Si bien, como conductor industrial, puesto que la densidad del Cobre es alta -8,96-, el Aluminio le aventaja debido a su mayor relación conductividad eléctrica/peso. La conductividad eléctrica del Cobre puro, a 21YC, es 58,00 m/ohm mm 2 (100% lACS, Intemational Annealed Copper Standard). Funde a 1083 QC. TIene una moderada resistencia mecánica a la tracción (230 MPa cn estado recocido y 330 MPa en estado duro) que puede mejorar por endurecimiento estructural mediante la adición de pequeñas cantidades de elementos (V.gr 1% Cr ó 2% Be. ,,1. VII. 1.2).
La relación límite elástico/carga de rOlura, en tracción, para el Cobre recocido, es aproximadamente 0,25. Lo cual indica su gran propensión -muy superior a la del Aluminio- a aumentar de resistencia por deformación en frío (acritud, Cap X y Cap XI). Otra característica del Cobre es gran ductilidad (el alargamiento en el ensayo de tracción es de 35% para el Cobre recocido) como consecuencia -al igual que el Aluminio- de cristalizar en el sistema cúbico centrado en las caras. 0.2.1.4. Zinc
Los principales minerales de Zinc son el sulfuro (blenda) y el carbonato (smithsonita).También se encuentra en forma de ZnO (cincita), Zn2(OHhSiOJ (calamina), Zn 2SiOi wilJemita),y rranquilita (óxido complejo mixto de Zn, Mn y Fe).
LOS "LATERW.ES ESTRUCTURALF.5 NA. TUIW..ES, META.UCOS, CEItUIlCOS, POUMEROS y CO.l,ffUISTOS
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El contenido de Zn en la mayor parte de sus menas suele ser pequeiío por lo que es preciso un proceso previo de concentración del mineral, antes de la tostación del sulfuro o descomposición del carbonato. La producción minera de Zinc en el mundo occidental, en orden de importancia, corresponde a Canadá, Europa, Australia, U.s.A, Perú, Méjico y Japón. El Zinc se emplea sobre todo por su carácter electropositivo con relación al Hierro y por tanto respecto al acero), al que protege frente a la corrosión. Casi la mitad del consumo (Figura 0.5) va destinado a revestimietJlos (galvanizado, scrardizado, galvalume y otros).
Varios
Laminados de Zn Pinturas
Revestimientos (galvanizados)
Moldeo
po< Inyección
Latones Fig. 0.5. Reparto dt'1 consumo de Zill(:.
No obstante su carácter electropositivo, y su rol como ánodo de sacrificio frente al Hierro en los revcstimientos, el Zinc resiste bien a la corrosiÓ't atmosférica generalizada. Si la atmósfera tiene humedad tarda unos tres días en foonarse una capa de carbonato básico (3Zn(OHl2.2ZnCO]) que protege al metal subyacente contra un posterior alaque. El Zinc funde a 419,5 ~C. Resulta mecaOlcamente inutilizable por encima de 70QC. Su límite de fluencia es 10 MPa; por lo que pequeños esfuerzos producen siempre deformaciones permanentes. Llega a presentar "creep" a la temperatura ambiente, aunque tienen por ello un cierto interés el comportamiento superplástico de sus aleaciones AI-78%Zn y AI-95% Zn. Las propiedades mecánicas del Zinc son mediocres su límite elástico es 70 MPa, la resistencia del Zinc a la tracción 140 MPa y resullan muy bajas las relaciones entre características mecánicas y peso (su densidad es 7,133). Su alargamiento a tracción, a la temperatura ambiente, es bajo, (Tef Cap X y XI). Su red exagonal explica, también, la anisolTopía de propiedades mecánicas, de dilatación, laminación, etc. 0.2.1.5 Plomo.
En sus menas más corrientes, los sulfuros (galena), suele ir asociado con el Zinc.
ClENCJA E INGENIERlA DE MATERlALES
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En algunos países, como USA, sus reservas están hoy en trance de agotamiento. Por ello, una buena parte de la producción anual procede de reciclado. El bajo límite elástico del Plomo -3 MPa-, su baja resistencia mecánica -15 MPa-, unido a su aiJa densidad (11,36), hacen de él un metal no apio para aplicaciones estructurales en ingeniería. Es fácilmente deformable (el alargamiento en tracción es del 60%), tiene un mal comportamiento al creep (fluye por su propio peso) y es propenso a rotura inlercristalina. Se utiliza sobre lodo por sus propiedades químicas. Se comporta bien a la corrosión ambiental y frente a los ácidos sulfúrico, sulfuroso y clorhídrico. El bajo punto de fusión del Plomo (327,4 I!C), que disminuye aleándolo con otros elementos, le hace atractivo para elementos de seguridad frente a incendios (ref.Tabla IX.14). Por otra parte su capacidad de absorber radiaciones alfa y gamma se aprovecha para protección radiológica. TIene también un cierto interés su empleo como superconductor. El mayor consumo de Plomo, prácticamente la mitad, se destina a automoción, para baterías de acumuladores, (en aleaciones de Pb para moldeo, con 8 a 10 % Sb, resistentes al ácido sulfúrico). En la Tabla 0.3 puede verse, para diferentes materiales, el porcemaje de la pro· ducción total destinado a la industria del automóvil. Tabla 0.3.- Materiales para la industria del automóvil (Nutting). % de la producción total de cada material empleado en la industria del automóvil
Material Acero
.
18,6
Fundición maleable Aluminio Cobre y aleaciones Zinc Plomo Polímeros Goma nalural Goma sintética
. . .
39,2
. . . . ..
15,8 11 27,7 45,2 4 78,2 56,6
En la Tabla 0.4 se señalan las cantidades de material utilizadas en U.S.A., en 1990, según Nutting, en un coche promedio. Puede advertirse que el Plomo supone solamente el 0,7% del peso de un automóvil, en tanto que el total de materiales metálicos empleados es el 77% (Jos pronósticos para las dos próximas décadas comportan sólo ligeros retoques a esos porcentajes). Al empleo de Plomo para baterías le siguen otras aplicaciones, también para resistencia química, que suponen aproximadamente el 25% del consumo de este metal: para recubrimientos (ref 11.1) frente a los agentes químicos mencionados, más arriba. Siempre, claro está, que el recubrimiento no esté sometido a la abrasión, que no aguantaría el Plomo por su blandura.
LOS MATERlALES ESTRUCTURALES NATVRALES,METAUCOS, CERAMICOS. fOWIEROS YCOMPUESTOS
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Tabla 0.4.* Materiales utilizados en un coche promedio (Nutting). Peso en Kg.
% del peso total
. .. . . . .
621 91
54,2 7,9 11,9 0,6 0,3 0,7
.. .. .. . .
16
58 105 32 68
5
.
1145
100
Material Acero Fundición Aluminio y aleaciones Cobre y alcaciones Zinc y aleaciones Plomo y aleaciones Otros melales Elastómeros Polímeros Vidrios Otros no mctálicos Total
136
_
6
8
1,_
9,2
2,8 6
El Plomo ajeado con Antimonio experimcnta endurecimiento estructural. Por ello para laminados y hojas para recubrimientos se utiliza la aleación de I a 3% Sb. Para piezas moldeadas -v.gr. placas de acumuladores, rejillas, containers de radioclcmentos, etc.- los porcentajes de Antimonio son mayores (6 a 12 %) a fin de mejorar la colabilidad (ref.Y.4.1) Otros usos dcl Plomo son para pinturas, cables, aditivos para gasolinas, clc.(Figura 0.6) Baterías de acumuladores
Varios
Gasolinas
Cablc~
Aleaciones y munición
Recubrimientos
Fig. 0.6. RefHlrlo del consumo de Plomo.
0.2.2. Metales cuya producción anual es inferior a 11)6 Ton. A bastante distancia de los cinco metales principales se sitúan el Níquel-dcl que se producen cerca de 8oo.CKXl toncladas anuales-, el Magnesio -330.000 toneladas anuales- y el Estaño, quc supera poco las 200.000 toneladas anuales. En el Apartado 2.0.3 se hace referencia a un conjunto de otros doce c1emenlos cuya producción es inferior a las consideradas.
CIENCIA E: INGE:NIE:RlA DE MA TERlALES
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0.2.2.1 Níquel
Los principales minerales de Níquel son la penUandita (fe:JS4.CuFeS2.NiS), garnierita (Si04HiNi,Mg», pirita roja (NiAs),y S i. Nueva Caledonia tiene el 44% de las reservas mundiales de íquel, Canadá el 16%, AUSlratia e Indonesia 9% aproximadamente cada una, y Cuba el 6%. El principal consumo de Níquel -un 45 % aproximadamente- es como elemento de aleaci6n en aceros (rer Cap VIII): confiere lemplabilidad para aceros bonificabIes; proporciona estructura auslenÍlica y por ello un buen comportamiento a temperaturas criogénicas en los aceros ausleníticos de más de 8% Ni. En soludón sólida mejora la inoxidabilidad en atmósfera acuosa de los aceros con Cromo mayor de 18%. El Níquel posibilita, también, la formación de martensita cúbica envejecible (aceros maraging con 18 a 25% Ni, ref VII.t.2).
La alta temperatura de fusión del Níquel, garante de estabilidad sin fluencia (ref 1.4 y XII.6.3) a altas temperaturas, y su buena resistencia a oxidación a temperatura elevada (Figura 0.2), justifica su empleo como metal de base en las denominadas supera/eaciones: materiales metálicos que mantienen un equilibrio aceptable de propiedades mecánicas y químicas hasta unos 1100 0e. Aproximadamente un 8% de la producción de Níquel se emplea en la fabricación de superaleaciones (Figura 0.7). Aleaciones Magnéticas
Aleaciones Cu-Ni Superaleaciones
Revestimientos
Otros (Industria química. catalizadores, etc.) Fig. 0.7. Reparro del comumo de Nrquel.
Su buen comportamiento frente a la corrosión en medios acuosos y marinos justifica las aplicaciones del Níquel en rel'estimiellfos y en aleaciones con Cobre (cuproníqueles para monedas y resiSlencias eléctricas. Conslanlán para termopares. aleaciones Monel para resislencia a corrosión en medios marinos. elc). Una cualidad negativa del Níquel es su mal comportamiento frente a atmósferas sulfurosas debido a la fonnación de una eutéclica de S i Y Ni (ref IV.3.1.2.).
De sUS propiedades mecánicas merecen señalarse la bllena ductilidad (35 -50%
LOS MATERIALES ESTRUCTURALES NA.TURALES, META.L/COS, CERAMICOS, POUMEROS YCOMPUESTOS
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AT en estado recristalizado), derivada de su sistema cristalino cúbico de caras centradas, y una dureza (4üHRb -looHRb, según sea recristalizado o agrio) que dificulta su mecanizado. Al igual que las propiedades anteriores, los valores de Re Y Rm dependen de su pureza; así, por ejemplo, para el Níquel "A"(99,4% Ni, con Ca), recristalizado, son respectivamente 70-210 MPa y 350-550 MPa. El Duraníquel (95%Ni-4,5% Al), aleaci6n de endurecimiento estructural, recristalizado y madurado, alcanza valores de Re iguales a 850 MPa y 1100 MPa de Rm. Sus propiedades magnéticas (el Ni puro es amagnético a temperaturas superiores a 360 ~C) hacen atractivo este metal para imanes permanentes y núcleos magnéticos. Las aleaciones Alnico (30% Ni,12%Al, resto Fe) tienen excelentes características para imanes permanentes por su remancncia (Br) Y cocrcitividad (H r ); son aleaciones magnéticamente duras. Las aleaciones Permaloy (66-90% de Ni y resto Fe), magnéticamente permeables (alto valor de 8tH) y blandas (pierden poca energía por ciclo), consumen aproximadamente el 2% de la producci6n de Níquel. Algunas aleaciones de Níquel tienen interés por sus propiedades termoelásticas. Tal es el caso, por ejemplo, de la aleaci6n lnvar (también del sistema Ni-Fe: 36% de Ni resto Fe) de muy bajo coeficiente de dilataci6n. 0.2.2.2 Magnesio
Después del Silicio, Aluminio, y Hierro, es el metal más abundante en la corteza terrestre y el 82 elemento en importancia. Se encuentra en la naturaleza en forma de carbonato (magnesia-MgCO r , do)omita-eaC0 3.MgC03 ), silicato (olivin~i04 (FeMgh-, esteatita Mg (Si03 ), etc.), sulfato (kieserÍla MgS0 4), cloruro mixto (car. nalita-MgCI 2.KCI.6H 20-) y en agua de mar ( como MgC1 2 y Mg8r2)' El Magnesio se obtiene por electr6lisis de la camaJita fundida, por tostaci6n del carbonato y reducci6n del 6xido con carbón o ferrosilicio, o a partir del agua de mar por reducción electrolítica. El Magnesio, como el Aluminio, requiere grandes cantidades de energía eléctrica para su obtenci6n (ver Tabla 0.5). La energía necesaria para producir 1 Tonelada de Tabla 0.5.- Energía para producir J Tonelada de material metálico (Nutting). (Grado del mineral en tanto por uno)
Metal Magnesio Aluminio Estaño Níquel Cobre Zinc Plomo HIERRO (Titanio)
. . . . . .. . . .
(.) 1 GJ equivale a 0,03 toneladas de oil.
0,26 0,25 0,0001 0,01 0,006 0,04 0,04 0,60 0,014
Energía en
OJlton (.) 400 270 180 170 115 70 30 30 430
CIENCIA. E INGENIERlA DE MA. TERIALES
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metal es muy superior a la teóricamente necesaria. Actualmente la relación eone ese consumo energético y el estrictamente teórico se cifra en: 75,7 para el Magnesio, 43,6 para el Titanio. 33 para el Cobre, 12,9 para el Aluminio, y 7,9 para el acero. Conviene hacer notal que el consumo energético no depende solamente de consideraciones fisicoquímicas (tales como la energía necesaria para obtener un metal por electrólisis de su cloruro, para descomponer carbonatos, tostar sulfuros, o reducir óxidos). Cuando resulta pequeña la proporción de metal en un mineral, habida cuenta
de la ganga, la energía consumida por tonelada en las operaciones de trituración. molienda, y concenuación del mineral, puede suponer una parle importante de la energía total necesaria hasla lograr el metal. Ello determina, incluso, el interés o no dc cxplotar un yacimicnto. El Magnesio no es buen material estructural. Fundc a 65Q1l e y su rigidcz es baja (rer Tablll 1.17). Por olra parte presenta un comportamiento mecánico deficiente debido 11 su crisllllografía cxagonal (rcf.XJA.l). Por cjemplo, no puede scr reducido más de un 10% por laminación en frío sin que se produzca agrictamiento. En cuanto a su comportamiento a tracción pueden tomarse como valores representlltivos 180 MPa de resistcncia, y 5% dc alargamiento. 1icnc gran actividad química para el Oxígeno (ref Figura 0.2). En aire seco el Magnesio se recubre dc una pclícula de MgO, porosa, quc no protege al metal de posterior oxidación; adcmás, por la afinidad del MgO para con H20 y COz' se transforma luego en carbonato. Por eso es necesaria la protección frente a la oxidación dcl Magnesio y sus aleaciones con pinturas y barnices (frecuentemente con un recubrimicnto de bicromato). Por olro lado, la variación de energfa libre por formación de su óxido es tan notable, que puede producirse ignición si la relación masa/superficie del Magnesio es pequeña. Por eso, si se han de mecanizar piezas dc Magnesio, el arranque de viruta dcbe hacerse a vclocidad lenta para cvitar riesgos por incendio dc esas virutas; y por igual motivo hay que protcger dcl contacto con cl aire cualquier masa de polvos de Magnesio puro.
En forma no metálica
Aleame de Aluminio
Aleaciones ----ultraligeras
Fig. 0.8. RefHmo del consumo de MaKnesio.
WS MA.TER.IALES ESTRurnJl«l.D NATURALES, METAUCOS, Cfl«MlC05, fOW,IEROS rCOMPtlESTOS
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Solamente una pequeña parte del Magnesio que se consume anualmente en el mundo se utiliza como material metálico. El resto -aproximadamente 90%- se emplea en forma no metálica (Figura 0.8), para productos químicos y refractarios. El Magnesio en forma metálica se utiliza sobre todo como elemento de adición -para aleaciones de Aluminio-, o como agente inoculante (ref.11.3); por ejemplo en la obtención de fundiciones esferoidales, debido a razones de epitaxia o semejanza cristalográfica entre el Magnesio y el grafito (ambos elementos son exagonales). Se emplea también para aprovechar sus propiedades de tipo quimico como agente reductor: en procesos de obtención de metales; en protección catódica; como desulrurante en aceros; como desecador en válvulas termoiónicas, etc. Los aspectos desfavorables apuntados anteriormente no significan que no puedan ser resueltas -a costa de encarecimiento del producto- las dificultades para el empleo del Magnesio como materiol metólico ultraligero (su densidad es solamente 1,74): el resto de la producción del Magnesio en forma metálica se destina aleaciones ultraligeras, generalmente de moldeo: Magnesio con 1,5% Mn, o de Magnesio con no más de 10% Al, o bien aleaciones "elektron" (Mg con 0,7% Zr, Mg con 1 a 4 % Tierras raras).
0.2.2.3. Estaño Es uno de los metales menos abundantes en la corteza terrestre (Tabla 0.6) y presenta desde hace años una disminución de su pendiente en la curva de producción anual.
Tabla 0.6.- Abundancia de Metales en la corteza terrestre (Hurlich) Partes por millón Abundancia relaliva (núm. de orden) respecto al resto de elementos Metal en peso Silicio..................................... 272.200 2R Aluminio................................ 81.300 3' Hierro..................................... 50.000 411 Magnesio 20.900 se Titanio.................................... 4.400 f1J ~anga.neso............................. 950 12R Zlrcomo 165 18" Vanadio 135 19" Cromo..... lOO 2l Y Níquel..... 75 23' Zinc........................................ 70 24' Cobre 55 26' Cobalto................................... 25 30' Niobio 20 3311 Plomo 13 36v Beri.lio.................................... 2,8 51' Estaño 2.0 5411 Uranio 1,8 56' Molibdeno...................... 1,5 58' Wolframio.............................. 1,5 5~ Antimonio.............................. 1,0 67ll
C/ENCIA E lNGEN1ERJA DE AlA. TERlALES
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El 24% de la reservas mundiales se hallan en China, e115% en Indonesia, 12% en Malasia y 10% en Bolivia. El mineral más frecuente es la casiterita (SnO:z) que suele ir mezclada con otros minerales, por lo que se precisa una concentración previa que encarece el proceso; y el So se obtiene de ella por reducción con Carbón. Podrían repetirse aquí varias de las consideraciones hechas a propósito del Plomo. El Estaño es un metal utilizado más por sus cualidades quimicas, por ejemplo buena resistencia a corrosión en medio acuoso, que por sus propiedades mecánicas (límite elástico 1 MPa y carga de rotura por tracción 15 MPa), muy bajas. El mayor tonelaje de Estaño se destina al recubrimiento del acero <"ojalata). El bajo punto de fusión del Estaño (232 l.'C), Y la aptitud mojante dc su fundido con respecto al Hierro (ref 11.1), permiten obtener un recubrimiento delgado (2,5 a 10 micras), que puede experimentar intensas deformaciones sin que el recubrimicnto sc estropee, y que no es tóxico (de interés para la industria de la alimentación). El revestimiento del Hierro por el Estaño, a diferencia del galvanizado, si no es perfectamente estanco resulta más perjudicial que útil en medios electrolíticos. Al ser más noble el Sn que el Fe acelera el paso de éste a la forma iÓnica. En la Figura 0.9 se señala el gran consumo de Estaño para soldadllras blandas. Ello se debe a la aptitud mojantc del Estaño (ref Tabla 11.3), su fluidez -especialmente la soldadura eutéctica de 62% $0-38% Pb (ref.lV.3r y su aptitud para alearse con los materiales metálicos que suelda. Varios (Pesticidas, fungicidas, etc.)
Recubrimientos (Hojalata)
Bronces
Soldaduras blandas y fusibles Fig, 0.9. Rellano (lel
COf1.fumo
de ES/1II10.
Le sigue en importancia (15% del consumo) el empleo de Estaño para la fabricación de bronces CII-$n (ref VID) y aleaciones antlfricci6n Pb-Sb--Sn (ref IX.2.!). El consumo restante se reparte en una amplia gama de aplicaciones químicas: pesticidas, fungicidas, conservadores de la madera, etc.
ros MA TERlALES ESTRUCTURALES NA TU/tAlE, ME:rAUCOS, CERAMICOS, POUMEROS y CO.l/PUESTOS
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0.2.3. Otros doce metales estratégicos
Se puede considerar que hay un lolal de veinle melales de inlerés estratégico para la industria y para la defensa: Antimonio, Berilio, Cromo, Cobalto, Manganeso, Molibdeno, Niobio. Titanio, Wolframio, Uranio, Vanadio, Zirconio, y los ocho metales citados más arriba. En la Tabla 0.6 figuran los veinte elementos citados al comienzo de este apartado, seriados por orden de abundancia en la corteza terrestre. Las previsiones estimadas por Nutting sobre agotamiento de los yacimientos de las reservas, pueden verse en Tabla 0.7. Tabla 0.7.· Años estimados para agOlamiento (Nutting)
102-103
103-10"
Wolframio Molibdeno
Cobre
0<0
Estaño Zioc
Cromo Aluminio Niquel Tilanio
Plomo
Plata
Cobalto Hierro
Manganeso
Desde esta óptica las reservas de metales parecen ser superiores a las de los polímeros artificiales. Las previsiones de agotamiento para el petróleo, de seguir la misma tendencia actual del consumo, son, según Ashby, de 25 años; y para el gas natural ligeramente superiores. De ser eso cierto, los recursos para obtener materiales poliméricos orgánicos se verían seriamente compromelidos en el próximo cuarto de siglo. Esos polímeros pueden obtenerse no solamente del petróleo y del gas natural sino también a partir del Carbón (y de la celulosa natural) pero su tecnología está poco desarrollada. Aquellos metales se emplean en usos diversos: elaborar el acero ordinario (Mn y Si); aleantes de los aceros especiales (Mn, Si, Cr, Mo, W, V,) y aceros avanzados (Ti, Nb, V); componentes de superaleaciones (Co, Nb); para aleaciones de Aluminio (hasta ahora Si, Cu, Mg, Zn, Mn y actualmente V y olros); aleantes de olras aleaciones no férreas de base Cobre (Be, Si, Sb); constituyentes de las vidias (carburos dispersos de li, V, W, con Cobalto como constituyente matriz); revestimientos (er, Ni), etc. Algunos de ellos tienen interés para la industria química como catalizadores, pigmentos, etc. Con la excepción del TItanio, podría decirse que los metales de este apartado tienen escaso interés como materiales estructurales
0.2.3.0 El Silicio En realidad el Silicio es más bien un elemento no metálico que un metal. Su enlace atómico, heterodésmico, no es propiamente metálico sino covalenle. La energía adicional para que los electrones de valencia pasen a la banda de conducción es pequeña y por ello el Silicio puro es un semiconductor l¡pico. Las propiedades físicas que se derivan de su estructura atómica tienen interés funcional.
CIENCIA E ll'o'GEN1ERlA DE MATERlALES
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De la naturaleza covalenle de sus enlaces derivan numerosos compuestos tanlo orgánicos como inorgánicos. A ello se deben también sus posibilidades de polimerización, que llegan a constituir una "Química del Silicio": aceites de silicona, grasas de silicona, resinas y lacas de silicona, cauchos de silicona, elc.; además de los polímeros inorgánicos naturales (Tef. 0.4) El Silicio es componente de buena parte de los materiales estructurales no metálicos, tales como piedras naturales y productos cerámicos (Ter IX.4); y,en forma de fibras, de algunos materiales compuestos. En cuanto su utilidad metalúrgica, puede señalarse que se utiliza profusamente para la desoxidación del acero; y como aleanle para Cabricar Siluminio Al-12% Si (ref.IV3.1.1) u otras aleaciones estructurales (Cu-Si, Fe-Si, fundiciones griscs, etc.)
0.2.3./ Titanio Dc los metales de este apartado el TItanio es el material estructural más atractivo y con un futuro prometedor.
La producción de TItanio metal es, actualmente, pequeña. Se obtiene por un sofisticado proceso químico, mucho más caro que los empleados en otros metaJes estructurales. La demanda estimada de este metal, para el año 2000, es de 50.()(X) toneladas en USA y de 150.000 toneladas en el resto del mundo. Los principales productorcs de Titanio, cn forma dc csponja mctálica, son la antigua URRS (39% de la producción anual), lapón (28%), USA (25%), el Reino Unido (4%) y eh;", (2%).
La esponja de TItanio se obtiene actualmente a partir de i1menita (li03 Fe, con 44 a 70% de óxido de TItanio) y leucoxeno (producto alterado de la ilmenita que oontiene 44 a 70% de óxido de Titanio) y, - en menor cuantía-, a partir de rutilo (93 a 96% de TiO:z). Los productores de i1menita son Australia, Canadá, Noruega, Sudáfrica. antigua URRS y China. Los principales productores de rutilo son Australia, Sierra Leona y Sudáfrica. En el futuro pueden ser importantes fucntes de Titanio los yacimientos brasileños de antasa (óxido de Titanio de estructura cristalina diferente al rutilo) y 1:1 perovskita (un titanato cálcico) de Colorado.
El Titanio resulta interesante como material estructural por su baja densidad (4,507), su a/la temperatura de fusión (16()8l!C), y su resislencia a /a oxidación. Pcse a que es alta su afinidad para el oxígeno (ref.Figura 0.2), el óxido fonnado - al igual que ocurre con el Aluminio y la alúmina- resulta ya impenneable al oxígeno hasta unos 6()()llC; y, por tanto, protege al metal de una posterior oxidación. Como también ocurre con el Aluminio, su resislencia a corrosión es buena frente a la mayor parte de agentes químicos (en tanto éstos no reaccionen con la capa de óxido). Cristaliza en el sistema exagonal para temperaturas inferiorcs a un metal anisótropo.
882,5~C
y resulta
WS Al'" TERlAW ESTRUC71JJ«LES NIlT!JlWLS, METillCOS, CEltUlfaJS, I'OWIEROS y CO.V1'UESTOS
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Sus características mecánicas son buenas (ref XJ.4 y Figuras XIII. 1,2,3 y 4 ), si bien las impurezas intersticiales -de Carbono, Hidrógeno, Oxfgeno, y Nitrógenoperjudican notablemente las propiedades mecánicas (aunque aumentan la resistencia a tracción, también la relación RefR m, disminuyen el alargamiento y la tenacidad). Para el Titanio comercial de mayor pureza puede estimarse un límite elástico de 175 MPa, una carga de rotura por tracción de 250 MPa y un alargamiento de 50%_ Estas caracteñsticas, como ocurre con el Hierro -que también presenta cambio de alotropía y variaciones en la solubilidad de los aleantes- pueden mejorarse con elementos de aleación y tratamientos ténnicos. Así, por ejemplo, la aleación con 6% de Aluminio y 4% de Vanadio logra 1100 MPa dc límite elástico, 1200 MPa de carga de rotura y 10% de alargamiento. Su confonnabilidad cn frío por emburición es alta (aunque n es pequeño, ver Fig XI.9, sU coeficiente de Lank:ford, r,es grande). Tiene, además, posibilidades de comportamiento superp/ástico por deformación en caliente (refTabla XII. 47). Parece oportuno señalar que el Titanio y sus aleaciones tienen muy baja conductividad térmica y eléctrica, y un coeficiente de dilatación (8,9.10-6) inferior al dcl acero. El Titanio en forma metálica se emplea principalmente en la industria del transporte: sobre todo aeroespacial, - las aleaciones de Titanio suponen un 30 % del peso total en motores a reacción, y de 10 a 35 % del peso total de los aviones actuales -, y en menor medida en el transporte terrestre. Cada vez se utiliza más en la industria química, por su resistencia a corrosión, particularmente frente a cloruros y sulfuros. El alto coste de este metal, derivado sobre todo dcl proceso para su obtención, es hoy una limitación importante para la utilización industrial del Titanio.
0.2.3.2. Metales refractarios Más arriba se ha hecho referencia a las superaleaciones como materiales metálicos interesantes para temperaturas de servicio del orden de los 1100 De. Como es lógico un techo superior para la utilización de dichos materiales es el punto de fusión de sus componentes básicos. Y además otros límites: por fluencia (ref. XlII.7) o bien por oxidación a alta temperatura. Cuando no se precisan propiedades mccánicas, los materiales cerámicos -y los compuestos de matriz cerámica- resultan particularmente atractivos para requerimientos a muy alta temperatura. Pero, entre los materiales metálicos, las exigencias crecientes de la técnica llevan a prestar interés a materiales que resistan mayores temperaturas que las superaleaciones; y reúnan las características propias del estado metálico; por ejemplo para anticátodos de Rayos-X, electrodos de soldadura TIG (tungsten-inert-gas), resistencias de hornos de vacío, proyectiles anticarro, industria aeroespacial, etc. En cl conjunto de metales refractarios- W, Re, Ta, Mo, N~ algunos tienen pro· piedades "funcionales" que los hacen atractivos para aplicaciones concretas. Por
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CIENCIA E INGENIEIUA DE MATERIALES
ejemplo el Wolframio por su alta densidad para absorción de radiaciones gamma; el Tántalo para implantes en cirugía por su excelente resistencia a corrosión y compatibilidad con los tejidos humanos; el Reoio en la fabricación de termopares; el Niobio en la industria nuclear por su baja sección eficaz de captura de neutrones. El Wolframio, es el metal que funde a más alta temperatura (34100C). Este metal, y el Molibdeno, son los más representativos de los metales refractarios (refTabla 1.13). La obtención de esos metales. generalmente por reducción de sus óxidos, suele lograrse a modo de polvos metálicos. La técnica más utilizada para su conformado consiSle en la compactación de esos polvos y su sinteTizado, en atmósfera protectora frente a la oxidación. Hasta hace pocos años era la única manera de obtener estos metales, al no disponerse de hornos de fusión por plasma. El plasma es "el cuarto estado de agregación de la materia"; no se trata de un estado sólido, ni lfquido, ni propiamente gaseoso. Se obtiene, a partir del estado gaseoso, desvinculando a los núcleos atÓmicos de todos los electrones de su envoltura atómica (o de casi todos). Técnicamentc puede lograrse plasma a partir de un gas -V.gr. Argon- ionizándolo mediante descarga eléctrica por arco de alta frecuencia. La energía obtenida al vincularse nuevamente los núcleos atómicos con los electrones para dar átomos es, lógicamente, muy superior a cualquiera de los calores lateDtes que pueden desprenderse en los otros cambios de estado de la materia: por ejemplo en el paso de sólido a líquido cristalino (calor latente de fusión, ref. 1.4) o en el paso de gas a líquido (calor latente de vaporización ). La gran cantidad de energía así desprendida eleva en miles de grados la temperatura y posibilita fusiones -e incluso vaporizaciones- de metales refractarios y de cerámicas. Empleando plasma pueden también obtenerse recubrimientos cerámicos (o metálicos) ~antorcha de plasma" se introduce un material cerámico (o melálico) en forma de polvo sólido, las alias temperaluras de la antorcha de plasma -miles de grados-- refunden aquel polvo (e incluso pueden vaporizarlo): y éste, al incidir ("plasma spraying") sobre el sustrato, puede "solidificar" vítreamente: el elevado gradiente de temperatura entre el "spray" y el sustrato se traduce en elevada velocidad de enfriamiento.
vítreos -ref V1.5- sobre un sustrato metálico o cerámico. Así. si en una
Ambos metales tienen densidad alta, (ver Tabla 1.9). Por ello, en la industria aero· espacial, se emplean solamente en puntos de requerimiento especialmente severo tales como como elementos de calentamiento, o como materiales compuestos: para toberas de reactores y naves espaciales. Resulta imprescindible una adecuada protección frente a atmósferas oxidantes. A alta temperatura se oxidan a gran velocidad. Por tanto su vida en condiciones límitcs es muy breve. Sus características mecánicas son bajas (la resistencia del Wolframio a 2500 IIC es de 25 MPa y de un nivcl similar para el Molibdeno). Resultan anisótropos, por la naturaleza híbrida metálico--<:ovalente de sus enlaces atómicos (enlaces heterodésmi· cos), y muy sensibles a las impurezas intersticiales y a variables metalúrgicas
WS MA TERLtUS ESIXUCTVRALES NA TVIt4.LES, METMJCOS. CEIt4.MICOS, POWIEROS y COM1'UESTOS
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Tanto el Wolframio como el Molibdeno son poco resistentes al choque y, de hecho, sobre todo el Wolframio, resultan frágiles a temperatura ambiente: las temperaturas de transición dúctil·frágil (ref Cap Xl) son 343 l/C para el W, y 33 l/C para el Mo.
Si se consideran las propiedades específicas, cociente (ref.Cap XlII) entre las propiedades mecánicas -rigidez, resistencia. etc- y la densidad, Wolframio y Molibdeno apenas tienen interés estructurdl. A modo de resumen puede decirse que se utilizan como metales estructurales solamente en condicioncs extremas dc servicio a alta temperatura, y brcves. Suelen emplearse como elementos de aleación para los aceros más que por su condición de mctales refractarios. Por ejemplo, el reparto del consumo del Molibde· no por sectores viene a ser en orden de importancia: aceros y fundiciones especiales (45%), aceros inoxidables (31 %), aceros para corte (11 %), supcraleaciones (7%), y otros varios 6%. El Niobio es un metal prometedor pues, junto a su condición de metal refractario (funde a 2468 OC), presenta: carácter superconductor a temperaturas subcero; aceptable resistencia mecánica y ductilidad (a 1200 l/e, 70 MPa y 20 % alargamiento); cua· lidades nucleares; una aptitud para la soldadura superior a la de Jos otros metales refractarios; y cxcelente resistencia a corrosión. Su comportamiento a la oxidación es de tipo lineal (incremento lineal del peso de óxido en función del tiempo) y, por tanto, se comporta peor que otros metales con ley menos severa de oxidación: tales como Al, Cu, N~ Co. Como es lógico el desarrollo de este metal, como el de otros refractarios, está restringido por su suministro bastante limitado y, consecuentemente, por su elevado costc.
0.2.3.3. Metales para la industria nuclear Los reactores nucleares necesitan en primer lugar mctales combustibles, como Uranio o Plutonio. Pero requiercn, además, materiales para la propia estructura del reactor: canalizaciones, conductos de refrigeración, barras de control, soportes, instrumentos de medida, vainas para proteger al combustible, etc. Las cualidades exigibles a un material estructural metálico dependerán del tipo de reactor y de la finalidad concreta a que éste se destine. Algunos requerimientos comunes a todos los materiales estructurales destinados a la industria nuclear son sus calidades térmica, nuclear, radioactiva y mecánica. Por calidad térmica se entienden conduclividades térmicas altas, bajos coeficientes de dilatación --() al menos equilibrados con los restantes materiales-. y una resistencia a la fatiga térmica producida por la alternancia de temperaturas.
La calidad nuclear requiere que el material presente una débil absorción de neu-
CIENCIA E lNGENIERIA DE MA TERlALES
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trones (baja sección eficaz de captura de neutrones). Los metales con más baja sección eficaz de captura de neutrones son el Berilio, el Magnesio, el Zirconio y el Aluminio (otros metales como el Fe, Ni, Ce, Ti, Mo son entre 15 y 30 veces más absorbentes).
Como consecuencia de la captura neutrónica muchos materiales se hacen radioactivos y su manejo resulta peligroso; desde este punto de vista de calidad radioactiva deben darse preferencia a aquellos en que no se induzca radioactividad o que, al menos, sea de período corto. Los elementos que más contribuyen a una actividad inducida de tipo persistente son el Cromo, Manganeso, Cobalto, Cobre y Zinc; por lo que deben evitarse en forma de mctal aunque puedan estar presentes como impurezas o bien formando parte de aleaciones aceptables. La calidad mecánica - de especial interés en los reactores térmicos, en que importa la economía de neutrones - suele determinarse por las denominadas "resistencias mecánico-nucleares específicas" que son el cociente entre una característica mecánica del material y la absorción total de neutrones captados por ese material. Así la "fuerza específica de rotura" es el cociente entre la carga de rotura por tracción y la sección eficaz de captura por unidad de volumen; los materiales interesantes a este respecto son -por orden de más a menos- Zirconio, Berilio, Magnesio y AJuminio. Para reactores rápidos las propiedades que se exigen preferentemente a los materiales estructurales son: elevado punto de fusión, y conservación de propiedades mccánicas a elevada temperatura. Los metales más interesantes, a este respecto, son los refractarios (el Niobio, Molibdeno, Tántalo, Wolframio), las superaleaciones, y el Titanio. Metal que - al igual que el Wolframio y el Tántalo -, por tener alta capacidad de absorción de neutrones lentos, no pueden emplearse, en cambio, en reactores térmicos. El Uranio interesa como combustible nuclear (sustentando una reacción de fisión en cadena, realizada por neutrones) o como base para la obtención, por captura radioactiva y desintegración, de otros combustibles nucleares: que, como el Plutonio 239, no existen en la naturaleza. El Uranio natural tal como se obtiene del mineral consta de tres isótopos de número másico 234,235,238 cuyo porcentaje respectivo en peso es 0,0058%, 0,720%, 99,274%. La proporción del isótopo físil U235, que puede experimentar fisión por neutrones de cualquier energía, es muy pequeña; por lo que habitualmente el Uranio natural se enriquece en U235, mediante técnicas adecuadas, antes de su utilización como combustible en un reactor. El Uranio natural -<:on gran proporción de U238-, no fisionable por neutrones lentos, podría absorber neutrones rápidos para convertirse en Plutonio 239 (físil por neutrones de cualquier energía).
0.2.3.3.1. Zirconio Sus reservas se cifran en 165 partes por millón, en peso de la corteza terrestre. Es el décimo octavo mctal en abundancia (ref Tabla 0.6).
LOS .tiA. TERLUES EST1lUcrvlttLES NA. ruRALES, METAL/Cos, CERAMlCOS, I'OL/MF.ROS yCO.'II'UCSTOS
27
Su mineral más abundante (localizado en Australia, Florida, Brasil, India, Ceilán, Malasia, USA y Canadá) es el zircon (ZrSi0 4). Otro mineral menos frecuente es la baddeleyita, constituido por zr0 2 casi puro, que se encueOlra sobre todo en Brasil. Metal casi refractario, pues funde a 185ZVC. Es bastante anisótropo en sus propie~ dades mecánicas. Las impurezns intersticiales (N,O,C,H) influyen notablemente en las propiedades por lo que, a temperatura ambiente, oscilan mucho de unas a otras muestras los valores del límite elástico (Re' de 95 MPa a 260 MPa) y carga de rotura (R m, de 200 MPa a 400 MPa) para un mismo alargamiento (A de 30%). Por otra parte los valores de Re Y Rm disminuyen rápidamente para temperaturas superiores a 200 oC; y dan valores muy bajos para 500 ~ El Zirconio es extraordinariamente sensible a la corrosión denominada por los anglosajones "freeting" (un gripado por soldadura en frío, a presión, producido entre dos superficies metálicas en contacto). En cuanto a sus propiedades químicas resulta "otable la afinidad por el oxígeno -ref.Figura 0.2- que le hace vulnerable al incendio cuando se halla en polvo (como ocurre con el Magnesio y el Titanio); cuando, en cambio, tiene espesor suficiente se forma un film de óxido protector hasta los 200 'C. Para temperaturas superiores cesa la autoprotección, y a 800 llC se deteriora rápidamente por volatilización. Por ello conviene plaquearlo con un metal o aleación protector (con frecuencia el latón de alta resistencia). Sus aleaciones se limitan, por ahora, al sistema Zr-Sn (0,25%-2,5% Sn) zircaloy. El Estaño combate los nefastos efectos del Nitrógeno. Se emplean fundamentalmente en la industria nuclear, sobre todo para vainas de combustible.
0.2.3.3.2 Berilio Es un metal del sistema exagonal compacto, anisótropo en la dilatación y en las propiedades mecánicas, y funde a 1277 lle. Se emplea, como elemento moderador, en instalaciones nucleares, por su baja sección eficaz de captllra de "eutro"es. Además por bombardeo con partículas alfa es --de todos los metales- el que emite más neutrones, según la reacción 9Be (n,2n) 2 4 He. Se emplea también en la industria aeroespacial: por sus características de rigidez (su módulo elástico es vez y media superior al del acero) y de ligereza (su densidad es 1,84). El límite elástico es de 700 MPa, la carga de rotura unos 900 MPa, el alar~ gamiento entre 1 y 10%. Su utilidad no se limita a partes proyectadas con el criterio de resistencia a tracción: se emplea, sobre lodo, para la construcción de partes diseñadas con criterio de resistencia al pandeo (rer Capítulo XIII).
CIENCIA E lNGENIERlA DE MATERIALES
28
Es el metal de más alto calor ei>pecífico (ref.Tabla 11.17), y por ello resulta de interés para la industria aeronáutica como "sumidero de calor" o blindaje térmico (por ejemplo se empleaba para proteger de la fusión a las cabezas de proyectiles "Palaris" en la rcentrada en la atmósfera ). Presenta excelente comportamiento a la oxidación a temperatura ambiente debido a la película de óxido protector que se forma; en cambio los ácidos minerales y las bases atacan al metal. Finalmente parece conveniente señalar que el Berilio es un metal frágil (por el momento no se ha resuelto esta importante dificultad), tóxico (en forma de polvo se oxida, y ese óxido -glucina, de sabor azucarado- es tóxico), lo que dificulta su mecanizado, y caro (lo que contribuye a que su empleo como material estructural sea bastante limitado). El Berilio, análogamente a lo que está sucediendo con otros materiales, ha contribuido al desarrollo de uno de los denominados procesos avanzados (ref. XII1.8). La consolidación de polvos de Berilio exigió la puesta a punto, por vez primera en 1964, del prensado isostático en caliente; que permite obtener una forma definitiva a partir de polvos de metal (rer. Figura XII.35) empaquetados en un molde de paredes delgadas, que tiene la geometría, homotética y aumentada, de la forma final prevista. Esta técnica se utiliza hoy en otros campos: para subsanar defectos en piezas premoldeadas; para reparar componentes desgastados por el uso, para fabricar "materiales sandwich" por prensado de polvos aleados de diferentes tipos, etc. Ejemplo de "materiales sandwich" son algunos discos de turbina cuyos bordes exteriores son de una aleación resistente a termofluencia, en tanto que las zonas próximas al eje pueden ser de una aleación susceptible de aguantar mayores esfuerzos mecánicos. El Berilio se utiliza también como elemento de aleación; por ejemplo para endurecimiento estructural del Cobre (ref VII. 1.2), y para afino de grano del Aluminio y del Magnesio.
0.2.4 Metales preciosos Su producción anual es muy escasa: alrededor de 127 Toneladas en el caso del Platino; el Oro unas 2.200 Toneladas y la Plata no llega a alcanzar las 13.000 Toneladas. Su evaluación económica, en cambio, es notable; en ese sentido el Oro ocupa el cuarto lugar de los metales (ref Figura 0.1). Pueden encontrarse en estado nativo o en forma de mineral. La Plata proporciona algunos depósitos nativos en Noruega y Bolivia. Los yacimientos importantes de Oro se encuentran en Sudáfrica; aunque siguen teniendo interés técnico los de U.S.A. (California, Colorado, Alaska), Canadá, Australia, y los Urales. Las principales reservas de Platino se encuentran en los Urales, Transvaal, Borneo, Colombia, Canadá, Congo y Nueva Zelanda. La Plata suele aparecer en algunos yacimientos asociada al Azufre, por el que
WS .HA. TElUA1.ES ESTRUCfURALEj NA TVRALEj, METAUCOS, CERAMfCOS, fOUMEROS r COMPUESTOS
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tiene gran aímidad, en fonna de argentinita (Ag2S) y proustita (3Ag2S,S~; o, también, como plata córnea (AgCI). Otros yacimientos están constituidos por pequeñas cantidades de sulfuro de plata y de elementos tales como el Plomo (galena argentífera), Zinc y Cobre. Precisamente de estos yacimientos pobres en Plata se obtienc como subproducto de los otros mctales, por rccuperación, el 75% de la producción mundial de Ag. El Oro, que en estado nativo suele aparecer en rocas cuarcíferas vinculado a la Plata, acompaña frecuentemente a las piritas arsenicales y minerajes de Cobre y Plata. El Platino puede encontrarse en forma de mineral: esperrilita (PtAs 2), cooperita (PtS) y braggita (Pt,Pd,Ni)S. El Platino nativo, que como el oro puede hallarse en depósitos aluviales, va unido a los metales de su grupo: (Rutenio, Radio, Paladio, Osmio el más pesado de los elementos cottocidos, e Iridio), que lo endurecen por solución sólida. Dos de ellos, el Rutenio y el Osmio, son los únicos del grupo que no cristalizan en el sistema cúbico de caras centradas --cristalizan en el sistema exag
30
CIENCIA. E INGENIERlA DE MATERIALES
líencn bajo calor especifico como corresponde a su elevado peso atómico; y bajo coeficiente de dilatación, sobre todo el Platino: cuyo coeficiente de dilatación lineal enlre O" y I()()llC es 8,9.1O.fi (menos de la mitad que la Plata). Por sus temperaturas de fusión (960,SVC la Plata, 106311C el Oro. 176'1!C el Platino, todas ellas muy superiores a la del Estaño), su capacidad para formar solución sólida con otros metales, su aptilud mojaRte, y su capacidad de infiltración, pueden utilizarse -particularmente la Plata - para soldaduras fuertes (rer 11.1). Aparte de su utilidad económica, algunas de sus propiedades resultan interesantes para la industria química, electrónica, acrocspacial, elc. Por ejemplo la milad del consumo de Plata en el mundo occidental se destina a fOlografía; el 20% a electricidad; 12% a joyería; 10% a aleaciones y el resto a aplicaciones varias. En el caso del Platino su empico como catalizador (38%) iguala a su utilización en joyería (38%); el 7% se destina a electrónica y el resto varios (vidrio, química, ctc). El Oro, en cambio, se u¡iliza preferentemente en joyería (85%). Destinándose, además, a elcctrónica el 6%, a numismática el 3% y cl resto a usos varios entrc los quc destaca la odontología. En joycría suelen emplearse unidades propias --el"quilate"y "cl grano" - para cuantificar la pureza del oro. Quilme es cada una de las veinticuatroavas partes en peso de oro puro quc contiene cualquier alcación de este metal. En joyería "grano" - no se quicre denominar asi, en este caso, al tamaño promedio de los cristales en el agregado policristalino (ref. Figura 1.3}-es la cuarta parte de un quilate.
0.3. CERAMICA5 Son materiales inorgánicos procesados y están constituidos por moléculas. La palabra "cerámica" proviene del griego keramos, que significa algo así como mate· rial cocido, o material calcinado. Hace referencia al modo tradicional de obtener estos materiales: por cocción. Bien sea a partir de arcillas, o a partir de una especie de barro (constituido por polvos del correspondiente mineral triturado y convenientemenle tamizado para lograr el tamaño adecuado) que al ser calenlado pierde el líquido, experimellla transformaciones, y sinteriza. Otras cerámicas, sin embargo, se obllenen por solidificación a partir de un fundido. Muchas dc las nociones que sc expondrán cn Capítulos siguientes a propósito de los metales son requisitos fundamentales para superar el nivel estrictamente informativo sobre los materiales cerámicos. Los diagramas de equilibrio, por ejemplo, ref Capítulo IX, pcnniten comprcndcr los resultados de la sinterizaci6n y las transformaciones de fase, polim6rficas, que pueden darse en estado s6lido, por efecto de la temperatura, durante su elaboraci6n o servicio. Olro tanto puede decirse de los mecanismos de solidificación (rer. Capítulo II), igualmente aplicables a materiales metálicos que a cerámicos -como los refractarios electrofundidos de alúmina, de Zircona y otros-. obtenidos por solidificación a partir de un líquido. También pueden servir como ejemplo de utilidad del conocimiento relativo a su cinética del cambio de estado, las diferencias de estructura y de propiedades, entre un vidrio de sílice y el cuarzo (ref IX.4.3).
LOS MATERIALES ESTRUCTURALES NA7VRALES, METAUCOS, CERAMICOS, POLfMEROS y COMPUESTOS
31
La Sílice (Si0 2), la Alúmina (Al 2D3), la Cal (CaD) -yen menor medida la Magnesia (MgO)- son los principales componentes simples de las cerámicas técnicas de gran consumo. Entre ellos: la sílice cristalina; la fibra óptica; los vidrios sodicálcicos; los refractarios (siliciosos, de alúmina, silicoaluminosos, etc.); y otros componentes para la construcción como ladrillos, tejas, bovedillas, lozas, porcelanas, gres, cte. (reí IX.4).
Muchas de esas cerámicas técnicas se obtienen a partir de las arcillas o silicoaluminatos hidratados. Existe una amplia variedad de éstas: por ejemplo, la Caolinita, AI 2(SiP5) (OH)4 : la Haloysita AI 2(Si 20 5 ) (OH)4.2H20: la Pirotilita, AI 2(SiP5) (OHh: y la Montmorillonita, Al 1.67 (Na, Mg) 0.33(Si 20 5) (OH)2' Todas ellas fonnadas a partir dc rocas ígneas por efecto del agua, anhídrido carbónico disuclto. y ácidos orgánicos. Sus mayores depósitos se constituyeron cuando el Feldespato -KAJSiJOs-, que también se utiliza para cerámica~, fue erosionado de rocas talcs como cl granito, dentro dc lechos acuosos, y se fue transformando en silicoaluminatos hidratados. Otros minerajes utilizados para materiales cerámicos son el Talco, Mg 3 (SiP5h(OHh: los Asbestos, Mg 3 (Si 2 0 5h(OH)4 : la Wolastonita, CaSiO?: la Silimanita, -A1 2 Si05-, etc. Por otra parte, desde hace aproximadamente medio siglo, se han ido desarrollando, en menor cuantía, otros materiales empleados en la industria nuclear, medicina, aeronáutica, etc. Se conocen actualmente - con la provisionalidad que el calificativo conllcva- como cerámicas modernas. Estas incluyen óxidos cerámicos tales como A1 2D3, zr0 2, ThD z, BcD, MgO, MgAl2D4; cerámicas magnéticas tales como PbFe120l9' ZnFe zD4 , y 6FeIO024; cerámicas fcrrocléctricas, como el BaTiD3 ; cerámicas nucleares
Tabla 0.8.- Temperaturas de fusión de algunas cerámicas. Temperatura aproximada
(le fusión, en
Malerial Anorlila Gehlcnila Si02 fundido Si3 N 4 ············· Mullila
. .
. ···
·.. ·
A120~
·.. .. ..
Larnuta.. Espinela
SiC
.
B4C
oc
1553 1593 1723 1750-1900 1840 2020 2130 2135 2300-2500
2425
.
CaO BeO
. .
~~.~~~.~~~.I.i.~.~~~::::::::::::::::::::
2570 2570 2500-2600 2775
.
2800
~i'2 ••••••••••••••••••••••·•••••••••••••••••
3100
MgO
Th02"
c.
HfC
.
.
2800 3300 3500 3890
32
C/E/\'C/A E INGEN1ERlA DE MATEIUALES
como V0 2 y ue; así como nitruros (sialones), carburos, boruros (SiC. 8 4 C y n~ y sus agregaciones.
Las propiedades mecánicas de todos estos materiales -"cerámicas técnicas de gran consumo" y "cerámicas modemas"- derivan de sus fuertes enlaces atómicos covalentes. Debido a ello las cerámicas funden a altas temperaturas; superiores a las de los metales (comparar con Tabla 1.13 la Tabla 0.8). Por ello también, la rigidez (rer 1.4) de las cerámicas es muy alta. Se trata de materiales refractarios al calor, eléctricamente aislantes, químicamente resistentes, duraderos, indeformables plásticamente, pero no tenaces. En principio no son materiales apios para soportar esfuerzos de tracción. Su comportamiento mecáni· ro a compresión es, lógicamente, mejor que a tracción: su resistencia a compresión es del orden de 15 veces superior a su resistencia a la tracción. Su punto más débil es, precisamente, la baja tenacidad al choque. Esa fragilidad se debe a la presencia -tanto en su interior como en la periferia- de un gran número de pequeñas grietas, con tamaño superior al critico necesario (ref. XJ.6) para que puedan propagarse por la acción de una tensión critica; que generalmente resulta muy inferior a su límite elástico. El tamaño crítico de la grieta para su propagación catas· trófica en las cerámicas (V.gr. ref XIIIA.2.3 y Figuras XJII.3 y XJlL4) es del orden de micras; en tanto que en la mayoría de los metales estructurales es notablemente superior (del orden de mm). En la Figura 0.10 se comparan las tenacidades de los mate· riales cerámicos con las de otros materiales. Además de las grietas constitucionales inherentes a su propia naturaleza no plástica -por sus enlaces no metálicos-, las cerámicas son muy sensibles a los defectos de fabricación tales como posibles rasguños superficiales o bien defectos internos. la probabilidad de esos defectos aumenta con el tamaño de las piezas, cuyas propiedades mecánicas pueden llegar a verse arruinadas. Para una fabricación en gran serie, todo elJo compona casi siempre mayores dificultades de uniformidad en la calidad, y de fiabilidad en servicio, que en el caso de los metales y polímeros.
0.3.1 Cerámicas tenaces Tratando de buscar soluciones a la fragilidad de las cerámicas, la investigación ha desarrollado en los últimos años algunas "cerámicas tenaces". Aunque éstas tienen siempre un techo de tenacidad, determinado por la naturaleza de los enérgicos enlaces covalentes o jónicos -no metálicos- entre los átomos que componen sus moléculas. Compárense por ejemplo, en la Figura 0.10, los valores de K¡C de cerámicas "tenaces", -V.gr. los sialones- y los aceros. Los sialones densos -prototipo de cerámicas tenaces- se obtienen englobando cristales de J!-nitruro de silicio con otros aditivos como alúmina para que queden densificados en una matriz cerámica. Esos cristales P, dispersos en la matriz pero solidariamente unidos a ella, contribuyen a desviar la trayectoria de las grietas como puede verse en la Figura 0.11. Por ello, la energía necesaria para la propagación de
LOS MAoTEIUALES fSTRUCTUIW.E.S ,vAroRAU5, MUA.UCOS, CERA.MICos, POUMERQS y co.WPUESTOS
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Fig. 0.10. Tenacidad de algunos materiales (ref Ashby). grieta siguiendo una "trayectoria labcríntica" es mayor; y csc material compuesto resulta más tenaz que una cerámica ordinaria. Efectivamente, si una grieta en crecimiento se encuentra con una fibra, toma un camino diferente o bien separa la fibra de la matriz; en ambos casos absorbe energía y retrasa el avance de la grieta. Por ello, no sólo los sialoncs sino también otras cerámicas reforzadas con fibras adecuadas, resultan más tenaces que las cerámicas sin reforzar pese a que aquéllas tengan abundantes grietas. Ese fundamento microestructural para lograr cerámicas tenaces consiste. por tamo, en diseminar el efecto de entalla sobre una mayor superficie. Las fibras. ade·
CIENCIA. E INGENIERJIt. DE ,\flt. TERlALES
34
Fig. 0.11. Sialones, tenacidad microestruc/IIral (A.S.M.)
más, suelen lener airo efecto beneficioso. complementario, debido a que muchas de ellas "grapan" Jos labios de las grietas y evitan que se ensanchen.
Otras cerámicas -por ejemplo las de Zircona electrofundida, ZrOr logran el aumento de tenacidad por otro mecanismo microeslruclural distinto del de reforzamiento: por cambio de a/atropEa debido a tensiones. En efecto, con la tcnsión se produce en el extremo de las grietas - y en el enlomo de éstas- una transformación cristalina de los granos de Zircona: de tetragonal a monoclínic3. Esa transformación tiene lugar con aumento de volumen en lodo el entorno de las paredes de la grieta. Se consigue de ese modo una mejora de tenacidad durante el servicio, porque ese aumento de volumen -aunque pequeño-- resulta suficiente para obstaculizar la progresión de la grieta y para comprimir sus labios cuando ésta se sigue expandiendo. 0.4. POUMEROS ORGANICOS La naturaleza presenta una gran riqueza de materiales poliméricos: la madera. el caucho, el petróleo, y otros. están constituidos por poUmeros orgánicos. En la naturaleza hay también materiales poliméricos inorgánicos tales como el asbesto (inosilicatos). o como el caolín y otros filosilicatos o silicatos laminares. Entre los polímeros orgánicos naturales ofrece particular interés la celulosa las partes leñosas de las plantas y, sobre todo. en su
-e6 H70 2(OH)r presente en
LOS MATERIALES ESTRUCTURALES NA.TURALES, META.UCOS, CERAMICOS. POUMEROS y COMPUESTOS
35
forma más pura, en el algodón. De ella se deriva el papel, y los polímeros termoplás ticos celulósicos obtenidos a partir de etil cclulosa (EC); acetato de celulosa (CA); acetato butirato (CAB); acetato propionato(CAP); nitrato de celulosa (CN): rayón, celofán, algodón pólvora, celuloide, lacas para pinturas y otros. 4
Esos polímeros orgánicos artificiales son materiales formados por unión repetida de moléculas orgánicas sencillas denominadas monómeros. Así, sustancias tales como el eteno o etileno, CH 2=CH 2. con enlaces no saturados, pueden dar origen mediante rotura del enlace a cadenas dcl monómero que reciben el nombre de macromoléculas:
Los finales de la cadena, X, enlazan con otras macromoléculas o bien se cierran con otro radical que recibe el nombre dc terminal. El número dc monómeros que componen una macromolécula define su grado de polimerización. Las propiedades de un sólido resultante de la agregación de macromoléculas dc igual longitud, por repetición de un mismo monómero, dependen dcl grado de polimerización de éste. Las macromoléculas de polímeros comerciales suelen constar de 1000 a 100.000 monómeros (a veces se llega hasta 500.000, en los denominados "de alta densidad"). Como es lógico, de un mismo monómero, por ejemplo el polietileno, pueden obtenerse materiales muy diversos, con propiedades diferentes, según sea su grado de polimerización. Se denomina polimerización por adición a la conseguida, como la citada del etileno, por simplc repetición continua de un mismo monómero. Para poder polimerizar es preciso que el monómero tenga enlaces insaturados. Por esta razón, entre los derivados del petróleo, no polimerizan los hidrocarburos saturados o parafinas. La facilidad de polimerización es mayor cuanto mayor sea la polaridad del monó mero. Ello explica que el CHr CH 2--eH=CH 2 polimerice fácilmente y, en cambio, otra olefina de igual composición química, (el CHr CH=CH--eH 3, con doble enlace en el centro de la molécula), polimerice con dificultad. Los monómeros que dan polímeros de adición de alto grado contienen generalmente un doble enlace terminal, RR¡C=CH 2 · 4
Se llaman copolímeros a los compuestos formados por dos sustancias distintas polimerizadas al mismo tiempo. Y se denomina polimerización de condensación a la que supone la eliminación de pequeñas moléculas, frecuentemente H20, por reacción entre los monómeros. Por citar un sólo ejemplo, tal es el caso de la poliamida (PA) Nylon 616: formada por copolimerización de exametilendiamina (H 2N- (CH 2)6 -NHz) y el ácido adípico (COOH--(CH 2)4--eOOH) que origina esa poliamida termoplástica (identificada por los 6 átomos de C de la diamina y los otros 6 del ácido dicarboxílico):
CIENCIA E lNGEN1ERfA DE MA TERIALES
36
n. HOOC-{CHV4-COOH + n. H2N-(CHV6-NH2 ===> (2n-l). H,O + HD-{CD-{CH2),-eD-NH-{CH2)ó-NH}"-H
Los polímeros suelen clasificarse: en termoplástieos (ref 0.4.1), termocstablcs (ref. 0.4.2), elastómeros (reL 004.3) y espumas o polímeros expandidos (reL 0.4.4).
La producción mundial de polímeros se cifra actualmente en unos 90 millones de toneladas. Se emplean sobre todo en la industria del embalaje (43%), en edificación (35%), industria eléctrica (7%), transporte (4%) y otros. O.4.1.Polímeros termoplásticos Al igual que el eti/eno, pueden polimerizar por adición otros muchos polímeros tcrmoplásticos; tales como el propileno (CH r CH=CH 2), el tetrafluoretileno (F 2 C=CF 2), el estiren o (C 6H s-CH=CH 2), el metQcrj/ato de metilo (H 2C=C(CH)}-COOCH) derivado del ácido acrílico (HzC=CH-COOCH), el cloruro de vinito (CICH=CH2), muchos del grupo vinílico (-CH 2-CRH-) que es base de monómeros tales como el fluoruro de polivinilo, el alcohol vinílico, el acetato de vinilo, etc. Y otros. Según la nomenclatura adoptada por la International Union of Pure and Applied Chemistry, norteamericana, estos polímeros suelen denominarse: PE (o LDPE polietileno de baja densidad), HDPE (polietileno de alta densidad); PP (polipropileno); PTFE (politetrafluoretileno); PS (poliestireno); PVC (cloruro de polivinilo); PMMA (polimetilmetacri lato). Esas denominaciones son las que se han utilizado, para el Capítulo XlII, en las Figuras XliI. 1, 2, 3, Y 4; en las cuales también se incluyen los policarbonatos pe, y los poliéteres sulfones PES. Entre la nomenclatura habitual para algunos otros polímeros termoplásticos - que como los PES resultan además de interés para materiales compuestos de matriz polimérica (ref. 0.5.1)- merecen citarse también: PBT (polibutileno tercftalato), PET (polietileno tereftalato), PA (poliamidas o nylons). Los polímeros termoplásticos están constituidos por la agrupación de macromoléculas lineales prácticamente at6micas en su secci6n transversal, pero casi microscópicas en longitud. Esas macromoléculas están ligadas entre sí mediante enlaces débiles: de tipo Van der Waals y puentes de Hidrógeno. Esos enlaces desaparecen durante el calentamiento cuando llega a alcanzarse una determinada temperatura T G ("glass transition temperature") denominada temperatura de reblandecimiento, o de transici6n viscoelástica (ver algunas en la Tabla 0.9).
LOS MATEJUALES ESTRUCTURALES NATURALES, METALlCOS, CERAMICOS, POUMEROS y COMPUESTOS
37
Tabla 0,9,- Temperatura TG de reblandecimiento Material
Termoplásticos : Polietilcno de baja densidad. Polietileno de alta densidad . Polipropileno Poliestireno Cloruro de polivinilo Polimetilmctacrilato Nylons
. . . . .
3 27 20 97 77
105 67
Elastómeros : Poliisopreno Polibutadieno Policloropreno.
. ..
53 102 73
Los polímeros, a diferencia de las aleaciones y de las cerámicas, no pasan al estado líquido por fusión; simplemente se reblandecen o se queman. Con todo, no es infrecuente que a TG se le denomine "temperatura de fusión" del polímero tennoplástico. Aunque esa denominación no es adecuada, teniendo en cuenta lo que propiamente comporta una temperatura de fusión o solidificación (ref.lA "calor latente" y sig.) La estructura de esas macromoléculas conlleva un habitualmente fácil conformado plástico, a temperaturas superiores a TG' aplicando calor y presión. En efecto, desaparecidos los débiles enlaces entre macromoléculas, éstas adquieren una movili· dad relativa que se traduce en una especie de reblandecimiento viscoso. Ese reblandecimiento va acompañado de ligero aumento de volumen (que conviene no identificar, erróneamente, con las dilataciones por verdadera fusión: ref.V.Z).
Así pues, cada macromolécula, desligada de las que le rodean, puede moverse bajo el efecto de la fuerza aplicada. Esa misma estructura lineal justifica que, si la tensión es por ejemplo de tracción, cada macromolécula individual tienda a enderezarse en la dirección de la tracción. Ese movimiento resulta posible en el interior de una especie de tuboide irregular que rodea a la macromolécula debido al espacio libre que dejan otras macromoléculas contiguas.
A temperaturas inferiores a TG, el polímero tennoplástico se comporta a la manera de un conjunto enmarañado de largas cuerdas unidas entre sí por aquellos enlaces débiles. Se constituye así un sólido amorfo. Sólo cuando el grado de polimerización es muy grande llega a obtenerse una cierta cristalinidad, por plegado repetido de la macromolécula lineal. La resistencia mecánica de los polímeros termoplásticos es el resultado de esos enlaces de pequeña rigidez entre las macromoléculas lineales, del grado de enmarañamiento de esas "cuerdas", y de los enlaces covalentes que fonnan las macromoléculas.
36
CIENCIA E INGENIERIA DE MATERIALES
Por debajo de O,75.TG resultan generalmente muy poco tenaces. El mismo nombre de TG' "glass transition temperature", ya indica que por debajo de esta temperatura el polímero es como un vidrio; aunque la denominación de "vidrio" no es la más adecuada (reLII.4.1, velocidad de solidificación, y IX.4.3. 2).
Muchos polímeros tcrmoplásticos son sensibles a la acción del Oxígeno, que puede endurecerlos por formación de enlaces covaientes entre maeromoléculas, con las dos valencias libres del Oxígeno. Aunque excede al carácter de este capítulo introductorio una exposición pormenorizada de todos los polímeros termoplástieos, de igual modo que no se ha considcra~ do necesario incluir todas sus nomenclaturas abreviadas (hay de casi una treintena de familias diferentes, con la consiguiente numerosa variedad de tipos dentro de cada familia) se indican sumariamente a continuación algunas características, particularidades y aplicaciones de los polímeros termoplásticos más comunes.
Polietilenos: Los PE ("low density polyethylene", LDPE) en secciones delgadas conservan su dureza y flexibilidad hasta 5511C bajo cero. Se emplean para tubos, botellas, aislantes eléctricos, separadores de acumuladores, bandejas, tazas, barriles, fibras, etc. Los polietilenos de alta densidad (HDPE), con macromeléculas hasta de 500.000 monómeros, proporcionan gran rigidez, resistencia a la abrasión, aceptable tenacidad a temperatura ambiente y resistencia química. Como es obvio el coste de su manufactura supera al de los LDPE. Polipropilenos (PP): su característica más señalada es la ligereza (su densidad es 0,88-0,91). Se emplean para los mismos usos que los PE y resultan más rígidos que éstos y más resistentes a la luz solar. Politetrafluoretilenos (PTFE), Su propiedad significativa es la resistencia química: apenas le afectan los ácidos, bases, y solventes. Suelen confonnarse por extrusión debido a sus dificultades para el moldeo. Se utilizan para aislamiento en cables de alta frecuencia, juntas de expansión, tuberías, industria del automóvil, aplicaciones biomédicas, etc. Su aspecto es céreo. Los Poliestirenos (PS) tienen gran aceptación por su excelente combinación entre bajo coste, muy buenas propiedades dieléctricas, resistencia al agua y a los agentes químicos, brillantez y transparencia, así como posibilidades de coloración. De todas maneras, su tenacidad es muy pequeña; y bajo carga constante llegan a romperse. Por todo no resultan recomendables como constituyente matriz para materiales compuestos. Se utilizan para objetos de adorno, en uso doméstico, mangos de pequeñas herramientas, elc. Precisamente para mejorar su tenacidad se están desarrollando, mediante aditivos orgánicos, algunos tipos denominados (HIPS, "high-impact polystyrenes") utilizados sobre todo en la industria del embalaje. Los Cloruros de polivinilo (PVC) tienen buena resistencia al envejecimiento, al aceite, y al agua. Por ello suelen emplearse en la protección de cables. Debido a su resistencia a la abrasión, duración, y facilidad de limpieza, se utilizan también para impermeabilizaciones, tuberías y desagües, recubrimiento de suelos, tapicerías, bolsos, maletas, persianas etc.
LOS MATERIALES ESTRUCTURALES NATURALES, METALlCOS, CERAMICOS, POLlMEROS y COMPUESTOS
39
Los po/imetilmeracrilatos (PMMA) son transparentes, por lo que se usan para la fabricación de vidrios orgánicos (no se astillan tan fácilmente como el vidrio pero se rayan con más facilidad), lentes, prismas ópticos, luccmarios, cúpulas, etc. Son permeables a los rayos ultravioleta. Tiene buena estabilidad dimensional, y resisten al agua hirviendo sin deformarse. Finalmente parece oportuno citar también los Nylons (poliamidas, PA) muy popularizados por su empleo como fibra textil. Si bien, por su resistencia al desgaste, buen comportamiento químico y aceptable tenacidad, se utilizan ampliamente en otros campos. Conformados por moldeo se usan para engranajes y cojinetes de poca responsabilidad, vasos y platos "irrompibles", componentes electrónicos, elementos deportivos, etc. Conformados por extrusión pueden proporcionar hilos y cables, hojas, barras, tubos, etc. para aplicaciones de amplio espectro.
0.4.2. Polímeros termoestables Por copolimerización de determinados monómeros pueden lograrse por calentamiento, macromoléculas reticulares tridimensionales, no lineales, que proporcionan un consolidado continuo no deformable plásticamente, "infusible ", duro y rígido. La resina termorrígida más antigua es la bakelita {-C6(OH)(CH2)HrCHrln' Toma su nombre del químico belga Baekeland, que la desarrolló en 1909, y fundó en USA la Bakelite Corporation. Obtenida por copolimerización de fenal (C6H50H) y formaldcído o formol (H--COH ), ha sido ampliamente sobrepasada en la actualidad por otras resinas: fenólicas, de fenal Cormaldeído; amínicas, de urea formol; cianatos, o ésteres del ácido ciánico también llamadas resinas triacínicas; epoxi (EP), alílicas (DAP), bismaleimídicas (BMI), poliuretanos (PUR), etc. Las diversas resinas epoxy (así clasificadas por tener en común un "anillo epoxy". consistente en dos átomos de Carbono unidos por enlace sencillo a un átomo de Oxígeno) son los termoestables de mayor versatilidad para materiales compuestos de matriz polimérica con alta resistencia hasta temperaturas del orden de 150 QC Se uti· lizan también ampliamente como adhesivos. En todas las resinas termorrígidas, una vez endurecidas. su estabilidad al calor viene determinada por los múltiples enlaces covalentes que unen a las cadenas entre sí en las distintas direcciones del espacio. En esto difieren de 10 que ocurre con los termoplásticos, cuyos enlaces entre macromoléculas lineales son débiles. Estos polímeros tridimensionales reciben, a veces, el nombre de "plásticos colados". Una vez preparados sus componentes como líquidos, a modo de un jarabe, pueden colarse en moldes apropiados y endurecerse posteriormente. Por otra parte, la colada no es el único método de conformación de estos polímeros, que pueden ser moldeados también por compresión, por inyección, en autoclave, etc. Aunque parece oportuno recordar que por encima de poco más de 40QllC los polímeros de cualquier tipo se degradan o "queman", las resinas termorrígidas se emple-
40
CIENCIA F. INGENIERlA. DE MA TERlALES
an profusamente: para fabricar piezas moldeadas, materiales de fricción, componenles eléctricos, laminados, pancles encapsulados, equipos marinos. Como dato ilustra· livo puede servir que, en la década de los anos 90, se produjeron en USA más de dos millones de toneladas de resinas termorrígidas: fenólicas (30% de la producción), amínicas (28%), de poliéster ¡nsaturado (25%), cpóxicas (7%) y otras (10%).
0.4.3. Elast6meros Son polímeros con macromoléculas de naturaleza lineal. de gran IO'lgüud (más de 1O.
0.4.4. Espumas (PoUmeros expandidos) Son productos porosos, de baja densidad (0,01-0,6), obtenidos por dispersión de un gas en el interior de un polímero bien sea termoplástico o termoestable antes de someterlo al proceso de endurecimiento. Durante el proceso de polimerización el gas
LOS MA. TElUALES ESTRUCTURAUS NATUIW.ES, METAL/ros, CE/«MlCOS,l'OUMEROS l' COMPUESTOS
41
se desprende y tiende a escaparse, pero panc de él queda atrapado en el interior del polímero, donde forma una estructura alveolar esponjosa. EsIOS materiales pueden lograrse, también, por desprendimientos de gases (v.gr C021 provocados por reacciones químicas entre moléculas, en el interior de la masa, duranle la polimerización.
Además de una gran ligereza ~ue Jos hace muy interesantes para boyas, boles, salvavidas, así como material de relleno en embalajes delicados-, los plásticos expandidos tienen muy baja conductividad rérmica. De ahí su gran interés como aislantes. Y es prácticamente nula su absorción de agua. En cada caso ¡as propiedades de resistencia -tanto química como al calor- son (as del material base. 0.4.5. Resumen de propiedades generales de los polímeros orgánicos Como conclusión del apartado 0.4, y aparte de las peculiaridades de cada uno, los polímeros orgánicos son materiales ligeros (en la Tabla 0.10 se comparan sus densidades con las de los cerámicos. y materiales metálicos); resistell1e.f a corro.fiÓn: insolubles en agua; solubles muchos de ellos en disolventes orgánicos; versátiles de color; con boja conductividad térmica (entre 100 y 1000 veces menor que la de los metales) y eléctrica; de coeficiente de dilatación muy superior a los metales (lo que suele plantear problemas en los compuestos de polímero y metal); con alta capacidad calorífica ( superior a la de los metales). Algunos envejecen con el oxígeno. También con la luz solar por cuanto el fotón ultravioleta ticne cnergía suficiente para romper el enlace covalente entre dos átomos de Carbono, desdoblando las macromoléculas en cadenas más cortas. Sus características mecánicas resullan bajas (ver Tabla XI. 4 Y Figuras XIII.I,2,3 y 4 ). Pero su principal limitación es que s610 pueden usarse a temperatllras moderadas. Por otro lado, a bajas temperaturas resultan casi siempre frágiles.
0.5. MATERIALES COMPUESTOS Para conseguir un equilibrio de propiedades y aprovechar las ventajas que presenta cada tipo dc material --Cerámicas, Polímeros, Metálicos-, evitando en lo posible sus cualidades desventajosas, se emplean unos materiales compuestos, híbridos de los señalados, dcnominados a veces "composites" por influencia anglosajona. Aunque desde la anliguedad se han fabricado en muchas zonas del mundo algunos materiales compuestos; tales como los ladrillos de adobe mezclados con paja u otros matcriales naturales, telas impregnadas, cte. Los materiales compuestos están constituidos por una mezcla o agregación macroscópica de dos o más materiales diferentes que siguen conservando en el producto ya procesado sus interearas superficiales y su identidad propia. El compuesto final suele ser un material estructural con un constituyente matriz -polimérico, metálico o cerámico según los casos- en el que se hallan dispersas las partículas o fibras del otro u otros constituyentes. Suelen calificarse en primer lugar por la naturaleza del constituyente matriz -polimérica, metálica o ccrámica-; y en segundo lugar por la naturaleza y disposi-
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CIENCIA E INGENIERlA. DE MA. TERlALES
Tabla 0.10.· (Re! Ashby, modificada). Densidlld de diversos maleriales. Material Osmio Plalino
. .
Wolframio y.ws aleaciones . Oro ••••••••.••••.•••...••.••.....•....•...•.....•...••••••
Uranio
.
Carburo de Wolfmnio (wq TiIltalo YS\15 .kaciones Molibdeno y sus aleaciónes Ccrmcb de Cuburo de CoIW
. .. .
22.57 21,45 13.4-19.3 19,J 19,07 14,0-17.0 1ó,6-16.9
10,22
. 11.0-12.5 .. 10.7·11.36
Plomo y sus aleaciones
Plala . Niobio y sus ./caciorw:s N[quel . Aleaciones de N[qud Cobalto y sw; aleacioaues .. Cobre . Aleaciones de Cobre .. Latones y bronces . Ilierro . Superalcacioncs de basc Fe . Aceros inoxidables austenít . Esulio y sus aleaciones .. Aceros de baja aleación .. . Acen>s suaves Aceros inoKidables ferritiros . Fundición .. Carburo de TItanio (l1C) . Zinc y sus aleaciones . Cromo . ~Jbu~ de Zin:onio. (ZtC) . ZiroDlllO Ysus aIe8cioocs . TItanio .•.................................•.....••..••...••... AJcadoIles de TitanÍ() . Alúmina (AbO,) . o ••
Halvros alcalinos
.
Magnesia (MgO)
.
10.49 7,9-10,5 8,9 7,8-9,2 8.liS·9,1 8,96 7.5-9,0 7,2-8,9 7,97 7,9·8.3 7,5-8,1 7,3-8.0
,. 7~
7.5·7.7 6.9-7.8
..'" 72
5.2-7.3
72
"
4,3-5,1
3,9 3,I-J,6
(Para otros metales ver Cap. I Tabla 1.9.).
p
Material
p
3"
Carburo de Sil~ (Siq Nitruro de Sil~ (Si.N.) MuUiu Berilia (DeO) Rocas ordinaria!¡ Calcit:a fMjrmol, caliza) A1umlmo Aleaciones de Aluminio Vidrio de SJlicc (Si0 2 , mano) Vidrio de sosa Cemenloibormigón .. . Compuestos (OFRP) Fibras de Carbono Politetra Auorelileno (P1rE) Fibra de boro con matriz epoxy Berilio y sus aleaciones . Grafito (aha resistencia) . Cloruro de poUvinilo (PVC) .. Compuestos (CFRP) Polieslercs Poliimidas Epoxy Poliurctaroo PolicarbonalO PolimctilmelaClilalo (PMMA) Nyklll Poliestireoo PoliestiJcoo de aha densidad Hielo Caucho n;¡tural PoIictiJcoo de baja densidad
. .
!,2·J,O
.
~7
. .
2.6-2.9
3,. ~7 ~6
2.5
2.4.2,5 1,4-2,2
.
.
. . . .
Circunferencial
Fig. 0.12. Algunos tipos de disposición de las fibras (AS.M.).
~2
2,3 2,0 1,84-2,1 1,8 I,J-I,6 1,5-1,6 1,1-1,5 1,4 1,1-1,4 1,1-1,3 1,2-1.3
. . . 1,2 . 1,1-1,2 . 1.0-1,1 . 0,94-0,97 . 0.92 . 0.83-0,91 . 0,91 0,88-0,91 0,4..(1,8 . 0,01-0,6 . 0.(16-0,2
~~=in~·::::::::::::::::::::::::::::::::::::
Pltsticos Cllp.lndidos (espumas) Poliurcb.1IO cxpandido
~i"
....... Y
2.,5-J,2 3,2 3,2
. .
~
•
. . .
WS MA1ER/AUS ESTRlJcnJRALES NATUlW..ES,METAUCos, CERAMICOS,I'OUMEROS f CO,WPUESTOS
43
ción de sus fibras en el interior de la matriz (Figura 0.12) ya sea como un disperso discontinuo Obien como un constiluyente continuo. La disposición de las fibras continuas puede ser unidireccional (como hilos), bidireccional (en fonoa de tejido), o multidireccional. Esas fibras pueden ser orgánicas - naturales (V.gr. lino,seda) o arti· ficiales (v.gr. fibras aramídicas Kevlar~ o inorgánicas (de Boro, de SiC, de alúmina, de zircona, whiskers metálicos, wiskers de Si) 4, etc.) En principio los compuestos de matriz polimérica interesan por su ligereza; los de matriz metálica por sus propiedades mecánicas, fundamentalmente tenacidad; y los de mauiz cerámica por su resistencia a altas temperaturas de servicio.
0.5.1. Materiales Compuestos de Matriz Polimérica Puede decirse que los materiales más abundantes del grupo de los compuestos son los de matriz polimérica; entre los cuales algunos se encuentran en estado natural -v.gr. las maderas- y en otros, artificiales: la técnica trala de imitar a la naturaleza. Junto a la ligereza que presentan lodos los "composites" de matriz polimérica, la posibilidad de conformar fácilmente el componente o pieza a obtener, y sobre todo que resulten luego útiles a la temperatura de servicio, determinan la elección de uno u otro polímero como matriz. Por otro lado, las propiedades mecánicas de rigidez y resistencia mecánica del material compuesto derivan de la cooperación entre la matriz y las fibras del material refonante: vidrio ("g1ass--fibre reinforced polymers", GFRP), grafito ("carbon-fibre reinforced polymers", CFRP), Boro (boron-fiber reinforced polymers BFRP), etc. Muchos de los materiales compuestos poliméricos de matriz polimérica termoplástica ("thermoplastic matrix composites" TMC) se utilizan a la temperatura ambiente. Y, en todo caso, a menos de 150" C. A modo de ejemplo ilustrativo, la resina poliamídica Zytel 101, tiene una carga de rotura por tracción, Rm, de 75 MPa a 25 vC; pero a 125 oC su Rm resulta ser 40 MPa. Esa misma resina, pero reforzada con fibras cortas de vidrio aguanta sin romper 160 MPa a 25 vc y unos 70 MPa a 125 ve. Podrían obtenerse matrices termoplásticas por simple polimerización de adición de mon6meros PE, PTFE, etc. Pero habitualmente se utilizan matrices de copolimerización. Empleándose sobre todo: resinas poliéster de polibutileno tereftalato (PBT) y de polictileno tereftalato (PET); resinas poliamídicas (nylon); resinas polisulfones. Para alterar y mejorar las propiedades de la matriz se adicionan fibras, que habitualmente son de vidrio o de grafito. Así, por ejemplo, las fibras de vidrio, cortas y embebidas en poliéster fueron uno de los primeros materiales compuestos utilizados para cascos de embarcaciones de recreo. Los compuestos de matriz termoplástica tienen abundantes aplicaciones a la temperatura ambiente en las industrias química, de alimentación, del transporte, etc. En el Capítulo XIII, dedicado a elección de materiales estructurales, pueden compararse los CFRP y otros materiales metálicos o cerámicos.
CIENCIA E lNGENIERlA DE MA TERlALES
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Para temperaturas superiores a las arriba indicadas se han desarrollado compues~ tos de matriz polimérica termoestable; aunque su temperatura de servicio está siempre limitada por el techo superior de degradaci6n del polímero. De todas maneras algunas matrices tcrmopláslicas - por ejemplo la polietileneter· celana, que "funde" a 334 uC_ rivalizan a veces con las termoestables por resultar más tenaces que éstas. Para servicio a "temperaturas medias" -desde la ambiental hasta unos 200 DC_ se utilizan ampliamente, por su buena moldeabilidad, las resinas terrnoestables de fcnol formaldeído del tipo "novolac". Para "alta resistencia mecánica" a esas temperaturas suelen emplearse resinas epoxy: por ejemplo, reforzadas con fibras llegan a lograrse 350 MPa de carga de rotura Rm a 150 uC ("Kevlar49--epoxy").
Para "altas temperaturas de servicio" -de hasta 300 "C, Y para breves períodos hasta 480 "C- suelen utilizarse las resinas polimídicas con fibras preimpregnadas (R m superior a 280 MPa, a 300 uC). Estos composites se comportan aceptablemente a temperaturas subcero. Para temperaturas de servicio de 300 uC se emplean también las resinas BMI con fibras (V.gr. para "Celion 6000 con fibra de Carbono", la Rm es del orden de 1100 MPa a 250 uC). Sus principales aplicaciones son para las industrias aeroespacial y eléctrica.
0.5.2 Materiales compuestos, de matriz metálica En este grupo de materiales compuestos cabe una doble distinción entre los denominados por los anglosajones MMCs y otros tipos obtenidos directamente sin la adición de fibras.
0.5.2.1 Los MMCs
Los compuestos de matriz metálica ("metal matrix composites", MMCs) consisten en un metal o aleación de base reforzado por uno o más constituyentes en forma de fibras. Estas pueden ser continuas: de Grafito, de Boro, de Wolframio, de carburo de Silicio, de alúmina; o bien discontinuas: de carburo de Silicio cristalino (a veces en fonna de whiskers), de alúmina, de mullita, de zircona, a las que se añaden frecuentemente metales o aleaciones de Aluminio, Magnesio, Titanio, Cobre, Plomo (en forma de polvo). Aunque se manufacturan algunos compuestos con matriz de superaleaciones de Níquel, la mayor parte de las matrices suelen ser de materiales ligeros: Magnesio, Aluminio, o Titanio. Comparados con los "composites" de matriz polimérica, la matriz metálica presenta favorables características de conductil'idad, tenacidad y más altas temperaturas de servicio; aunque conllevan un mayor peso, no siempre conveniente. Los procesos de elaboración son más sofisticados que en los de matriz polimérica.
LbS MA. TfRW.ES ESl'RUCTVRAUS NA TVRALES, METAUCOS, CfRAM1COS, 1'OUMEROS l' COJII'UESTOS
45
Las temperaturas para fundir esos metales son altas; el metal o aleación debe poder humectar las fibras elegidas. Por diferencias de densidad con las fibras -sobre todo cuando son discontinuas- resulla trabajoso lograr una distribución uniforme de esas fibras en el ¡",erior de la masa. Además, es preciso evitar probables reacciones químicas enlre matriz y fibras a esas temperaturas de elaboración o de servicio del mate· rial compuesto. Para obviar esas dificultades suelen emplearse técnicas de compactación conjunta, a altas presiones, de la matriz metálica sólida en forma de láminas o polvos y las fibras. El conjunto puede sinterizarse a temperaturas inferiores al punto de fusión del metal (aunque las fibras, por ejemplo de grafito o boro, deben ser casi siempre recubiertas para imposibilitar su reacción o disolución con la matriz metálica). Conviene subrayar que esos materiales compuestos comportan por el momento mayores complejidades tecnológicas que la industria metalotécnica simple, y costes altos: baste pensar en la elaboración de los polvos metálicos y sobre todo de las fibras (que a menudo precisan recubrimientos). Por otra parte, ese tipo de elaboración, como el de los compuestos de matriz cerámica o polimérica, requiere especiales protecciones ambientales e individuales -sistemas de ventilación, cabinas, mascarillas, etc- para evitar afecciones, pulmonares por ejemplo. debidas a la fácil dispersión ambiental de partículas. En la Tabla 0.11 se señalan algunos materiales compuestos de matriz metálica representativos, y sus posibles aplicaciones industriales. Tabla 0.11.· Materiales compuestos de matriz metálica (MMC) más representativos, con sus posibles aplicaciones industriolcs. (re! ASM). Matriz
Fibras
Posibles usos
Aluminio Magnesio Plomo
Grafito
Estructuras de satélites, misiles helicópteros Estructuras espaciales y de satélites Placas de baterías de almacenamiento Rodamientos y contactos eléctricos
Aluminio Magnesio Titanio
Boro
Alabes de compresor y soportes eslructurales Estructuras de antenas Alabes de ventilador de aeroneaC1ores
Aluminio Plomo Magnesio
Alúmina
Moderadores supcroonduetivos en reactores de fl<;i6n Placas de baterías de almacenamiento Transmisiones de helicópteros
Cobre
r
Aluminio Carburo de silicio Estructuras resistenles a alta temperalura Idem Titanio ldem Superaleaciones base Co Superaleaciones
Molibdeno
Componentes de motores para alias lemperaturas
Superaleaciones
Wolframio
Componentes de motores para alias temperaturas
0.5.2.2 Otros compuestos de matriz metálica Con base en los fundamentos de la solidificación de metales y aleaciones pueden obtenerse también materiales compuestos empleando procedimientos clásicos de Metalotecnia.
46
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TERJALES
Tal es el caso de la aleación Níquel-Aluminio empleada para moldear álabes de turbina. Un fundido de esta supcralcación y Molibdeno forma un líquido eutéctico que, mediante solidificación direccional, proporciona filamentos de Molibdeno embebidos en una matriz de Al-Ni; y refuerza a ésta ventajosamente respecto al material compuesto obtenido por sinteTizado según los procedimientos propios de los "composiles". En efecto, las "fibras" de la cutéctica tienen diámetro inferior a la micra y la separación entre ellas en la matriz Al-Ni es de pocas micras. Algo prácticamente imposible de lograr mediante los procedimientos habituales para obtener "composites". Las fundiciones grises, cuya producción mundial supera en peso a toda la industria del Aluminio, son también materiales compuestos - de matriz metálica y grafito disperso- obtenidos por solidificación directa (Figura 0.13). Por análogas razones -pero requiriendo además un tratamiento térmico para su obtención a partir de las fundiciones blancas- pueden incluirse también las fundiciones "maleables" en el grupo de los materiales compuestos (Figura 0.14).
Fig. 0.13. Fundición gris de grafito esferoidad.
La propia perlita, obtenida por tratamiento térmico a pattit de la austenita (ref Capítulo VIII), puede ser incluida entre los materiales compuestos de metal (ferrita) y cerámica (cementita). La perlita eutectoide conformada adecuadamente por trefilado, figura entre los materia/es industriales más resistentes (su carga de rotura R m puede llegar a superar los 3000 MPa). Otro ejemplo de material compuesto, logrado también por una técnica convencional termomecánica, es la estructura en bandas de aceros forjados, constituidos por cadenas alternas de ferrita y de perlita (Figura XII.(6). Habitualmente no es una estructura deseable en los productos estructurales metalotécnicos debido a sus propiedades mecánicas anisotrópicas. Aunque, por otra parte, esa anisotropía llega a
ws MATEIUALE.5 fSTRUClVIlALES NA.TURALES,MET~UCos,
..
CERAMICOS, I'OUMEROS Yco.~fUf.STOS
47
•
Fig. 0.14. Fundición maleable americana de matrizferritica
resultar favorable para algunos comportamientos direccionales (en ballestas por ejemplo). y precisamente ese carácter anisotrópico acompaña siempre a los MMCs de fibras continuas. El conocimiento físico del origen de las bandas (ref. XIl.6.2.1.1) permite anlicipar procedimientos para poder obtener ecoDÓmicamente otros "'materiales compuestos", fibrados. Esto puede resultar posible si el metal base presenta un estado alotrópico diferente a temperatura alta (gamma) que a temperalura ambiente (alfa), y admite en solución sólida elementos cuyo carácter sea preferentemente alfágeno o gamágeno para el melal de base.
0.5.3 Materiales compuestos, de matriz cerámica
Análogamente a lo señalado anteriormente sobre las fundiciones \!rises -Figuras 0.13 y 0.14- la mayor parte de las cerámicas resultan ser también materiales compuestos. Las cerámicas, micrográficamente, presentan habitualmente matriz cerámica y en ella se hallan dispersos otros constituyentes también cerámicos. Por eso es más propio hablar de "cerámicas reforzadas" que de maleriales compuestos de matriz cerámica. 0.5.3./ El Hormigón
El hormigón es un material compuesto por áridos gruesos o gravas (con un diametro superior a 5 mm de luz de malla del tamiz), generalmente en una proporción
CIENCIA E INGENIERlA DE AJATERlALES
48
comprendida entre 40 y 60%, y áridos finos o arenas; lodo ello aglomerado en una matriz obtenida por endurecimiento del cemento hidratado. El proceso de consolidación al aire libre, debido a las reacciones químicas que lienen lugar durante el fragua· do, depende de la temperatura y tiempo. La densidad del hormigón puede estimarse en 2,4 Mglm 3,
Es un material estructural de amplia utilización. Su producción mundial se estima casi diez veces superior en peso a la del acero, segundo material estructural. Junio a sus propiedades, varios son los motivos para ese amplio empleo del hormigón. En primer lugar la abundancia, occesibUidad y bajo precio de sus componenles: cal, arcilla, agua, gravas, arena, etc. Además, habitualmente puede fabricarse "in situ" con lo que se evitan los costes de transporte de materias primas que gravan la producción de muchos materiales. Por otro lado su coste de fabricación es bajo: por ejemplo, el consumo de energía requerido para obtener 1 Ton de hormigón simple es de 470-750 kwh (compárese con los valores de la Tabla 0.5). Unido a su resistencia a compresión -para comportamiento a tracción es preciso utilizar hormigón armado con acero (rer. XIlI.2.1.2}- otra ventaja del hormigón es que puede "moldearse" fácilmente a temperatura ambiente. Lo cual permite lograr formas tan variadas como una escultura, elementos para puentes de autopistas, estructuras de plataformas marinas, cte. Por otra parte, resiste bien a la intemperie las acciones erosivas y corrosivas del agua y de otros agentes; piénsese por ejemplo, en su empleo en presas, depósitos y conducciones. En Arquitectura interesó bastante hace unas dos décadas, el hormigón compuesto con fibra de vidrio; por ejemplo para placas de gran rigidez y pequeño espesor. Más interesada hoy por la apariencia estética, y superada en cierta manera la moda de "estructuras atrevid:ls" y de MnuevQS materiales", esos tipos de bonnig6n con fibras 00 parecen ser ya -desde el punto de vista mecánico- un competidor arquitectónico del bonnig6n convencional.
En la Tabla 0.12 se compara el hormigón con materiales compuestos de matriz metálica y otros materiales "avanzados".
0.5.3.2 Cerámicas reforzadas con fibras Estos composites suelen denominarse SCC ("slructural ceramic composites"), o cerámicas reforzadas con fibras; que pueden ser dispersas o multidireccionales. Las fibras tienen por objeto -manteniendo el buen comportamiento del material a alta temperatura- mejorar la resistencia mecánica, la rigidez. o la tenacidad de la matriz (recuérdense los fundamentos microestructurales para mejorar fa tenacidad en las cerámicas, rcfO.3.1). Interesan generalmente para aplicaciones en las que deban concurrir simultáneamente en un mismo material la ligereza, la resistencia a alta temperatura y una aceptable tenacidad. Tal es el caso, por ejemplo, de los compuestos utilizados para bordes dc ataque en las alas de aviones hipersónicos que han de soportar temperaturas supe· riores a las de fusión de metales ligeros; o en balística para cohetes.
LOS MA TERlItLES ESTRtlCTVRALES NA TURAl..ES, METAUCOS, CfR,tM1C05.I'QUMEROS r co.'''tlESTOS
49
Tabla 0.12.- Comparación de diferentes materiales estructurales avanzados (C.M. Hansson) Hormigón MMCs Superaleaciones Microchips Cerámicas tenaces
TmJaio
'I~
5.10'
IW
lO
CostoSIKg
~1O
200
51J.lJJJ
200
y'
solución sólida (doping)
partículas fibras
Segundas fases
poros. Ca (OH), partículas arena. picdrn - fibm
OimtllSión stlUDdu fases (.m) TlllUlio pitus
Lugar de fabricación Condiciones de fabricldól
hierro
láminas
1-10'"
10'-10'
IW
IW
I~
Im-kms
lOOmm
lOOmm
10 mm
100 mm
intemperie
intemperie
f~brica
fábrica
fábrica
frlo lluvia
vacío o atmósfera
vacío
sala blanca
vacío o atmósfera
",1
"".-
ro",,"'"
La naturaleza de las fibras no dcbe comprometer cl comportamiento en servicio a alta temperatura de la matriz cerámica, cosa que ocurriría si tuvieran un bajo punto de fusión. Por eso las fibras suelen scr de alúmina, carburo de Silicio, nitruro de Silicio, grafito, o metales rcfractarios como el Mo, W, Ta, Nb; aunque la susceptibilidad a la oxidación de estos metales a alta temperatura -rer.0.2.3.2- sólo justifica su empleo para tiempos breves a esas temperaturas. En menor medida, tambien el grafito --cuya temperatura de fusión es 3723 l/e- presenta el inconveniente de la oxida· ciÓn. Entre los compucstos de matriz cerámica ocupan un lugar preferente los de matriz grafítica reforzada con fibras de grafito. Las fibras tienen pequeño diámetro, entre 4 y 11 micras, frecuentemente recubiertas de resinas fenólicas para facilitar la impregnación con la matriz durante el procesado del "composite", y su disposición suele ser continua: unidireccional o multidireccional. La matriz se logra mediante procesos sofisticados, no exentos de dificultades. y caros: por deposición del Carbono sobre las superficie de las fibras y el interior de sus poros, desde rase vapor (a partir de hidrocarburos gaseosos); o mediante un proceso de impregnación de las fibras con líquidos orgánicos --de adecuadas viscosidad, densidad, impregnabilidad y aptitud grafitizante- al que sigue la carbonización. Son excelentes materiales, aunque caros y por tanto de poca producción. Como propiedades representativas puede señalarse que son ligeros (densidad 1,9); biocompatibles; su módulo de YOllng es olla (entre 125 y 250 GPa los unidireccionales y algo mayores los multidireccionales), menor que el de los sialones densos; resistentes a tracción (600 MPa de Rm los unidireccionales, y 400 MPa a casi 3000 ~C los multidireccionales); tenaces como los sialones; tienen buena conductividad térmica (140 W/m OC); son mecánicamente resistentes a altas temperaturas y tienen bajo coeficiente de dilatación (4.10"'6 K·t a 1900 I/C), lo que conlleva una baja sensibilidad al choque térmico (rer. IX.4.1)
CIENCIIt
50
e INGENJERlA DE MA TERJALES
La mayoría de sus propiedades se conservan hasta los 2000 vc. Si bien los riesgos de oxidaci6n a alla temperatura -que empiezan a partir de los 400 lIC_ son la mayor dificultad. Se oxidan a velocidades tanto menores cuanto mayor es su pureza y la perfección de su estructura cristalina (las altamente desordenadas se oxidan apreciablemente ya a 400 IIC). El gralilO cristaliza en el sistema exagonal (Figura 0.15). La energía de enlace de los áto-
mos situados en un mismO plano basal es de 100-120 kcall mol. en tanto que la energía de enlace entre :homos de planos contiguos c:. notablemente inferior: 1-2 kcal/mol. Sus paráme· tros de celda. a la temperatura de 20 OC. :.00: a=2.2614 A y c= 6,7014 A. Como resultado de ello la relación e/a es mayor de 1.633333 por lo que resulla una estruclur.¡ ·'área". no compac· la. en la que los álomos de los planos intermedios. B.no M>n langentes a los átomos de los pla.
.0
O
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B
e
O
~
folg. 0.15. R~d cnttalogrúfica (J~/8roftto.
~
O~
LOS MATERIALES ESTRUCTURALES NATURALES, METAL/COS, CERAMICOS, POLlMEIWS y COMPUESTOS
51
nos basales A. Los cristales se exfolian con facilidad: por eso el grafito es un buen lubricante, se mecaniza fácilmente, y su conductividad térmica en las direcciones paralelas a los planos basales es cien veces mayor a la conductividad en dirección nonnal a éstos. Con el fin de solventar esas dificultades de oxidación los compuestos de grafito-grafito suelen protegerse con recubrimientos, generalmente de SiC. Para muy altas temperaturas y atmól>jeras inertes puede decirse que es el mejor material estructural. Aunque debido a su alto eoste se emplea casi exclusivamente en la industria aeroespacial y aeronáutica. El Capítulo XIII, dedicado a la elección de materiales estructurales, amplía aspectos relativos al comportamiento del conjunto de materiales naturales, metálicos, cerámicos, poliméricos y compuestos.
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52
CIENCIA E INGBNIBRlA DE MA. TERlALES
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1 Solidificación de un metal puro. Consideraciones generales.
I.I.INTRODUCCION
La realidad industrial asegura el interés permanente de los materiales metálicos. Entre otros motivos por exigencias de la gran industria, que contempla además la energía necesaria para su obtención, precio del producto, posibilidades de reciclado, ecología, etc. Las industrias del transporte terrestre (automoción y ferrocarril), naval y aéreo, de la construcci6n (edificación, maquinaria, contenedores, recipientes criogénicos, platafonnas marinas, etc) y la de la energía (oleo· duetos, gasoduclos, refinerías, centrales nucleares y térmicas, tendidos eléctricos, etc) son grandes consumidores de materiales estructurales metálicos. Precisamen· te por influencia de esas industrias se ha potenciado notablemente el conocimien· to y desarrollo de los materiales metálicos estructurales (análogamente a lo que ha ocurrido con los materiales funcionales a impulsos de la telecomunicación y de la informática). A grandes líneas, y en primera aproximación, la ventaja de los materiales metálicos radica en el conjunto annónico de propiedades que se derivan de la naturaleza de su enlace atómico (ref. pág. 4) Yde su cristalinidad (ref. Cap. Xl); por ejemplo, deformabilidad, resistencia mecánica, tenacidad, conductividad térmica, etc. Como materiales estructurales todos los metálicos tienen un techo de utilización (ref. XIlI.7) derivado de su temperatura de fusión (en ningún caso superior a los 3410 oC correspondientes al Wolframio). Si bien, en ese sentido, la temperatura resulta ser el verdadero talón de Aquiles de los polímeros orgánicos, muchos de los cuales no pueden ser utilizados por encima de los 100 oC y ninguno puede sobrepasar los 500 oC. Las cerámicas, en cambio, que pueden rebasar las temperaturas de los metales son inferiores a éstos en cuanto a tenacidad. El Ingeniero suele polarizar preferentemente su atención --como investiga· dar, diseñador, usuario o productor- hacia el comportamiento mecánico en servicio de los materiales. Como base para una correlación entre la estructura del material (macroscópica, microscópica, nanoscópica y cristalina) y sus propiedades masivas y de superficie, le conviene conocer en primer lugar el origen de la estructura de los materiales y de los componentes de aquella.
54
CIENCIA E INGENIEJUA DE MATERIALES
Desde una perspectiva unitaria se comprende que la imroducción a la Ciencia e Ingeniería de los Materiales haya de comenzar por el acceso a lo que tradicionalmente se ha denominado Metalurgia Física. De hecho el conocimiento del proceso de solidificación, de los diagramas de transformación de fase, de los funda·
----o -- --
nube ckClrónka del onlae:t ""'tililV
Cltiones de N.
Fig. I.J. Esquema del enlace metálico en el Na.
mentos de la deformación plástica en frío, de la recristalización. y de la deformación en caliente son requisitos imprescindibles para sobrepasando el nivel eslricta· mente informativo abordar racionalmente la elección, selección y diseño de los materiales metálicos. Por otro lado muchas de las nociones desarrolladas a propósito de los metales son requisitos fundamentales para los materiales cerámicos, e incluso para los polímeros y compuestos.
SOLlDIFlCACION DE UN METAL PURO. CONSlDERAGONES GENERALES
55
1.2. DEL ESTADO GASEOSO AL CRISTALINO
Los metales -como todos los elementos- adoptan, según la temperatura y la presión, los estados sólido, líquido o gaseoso. A modo de ejemplo, la f¡gura 1.2 muestra la curva de equilibrio en el enfriamiento (temperatura-tiempo) para el Aluminio a una atmósfera: por debajo de 6600 e el Aluminio puro se halla en estado sólido; entre los 6600 e y 24500 e, es líquido, y por encima de 24500 e -siempre a una atmósfera de presiónse encuentra en estado gaseoso. El metal gasificado dentro de un recinto, corresponde al modelo cinético de un conjunto de átomos con movimiento browniano: los átomos se mueven desordenados, la gravedad no influye en sus movimientos, y las colisiones entre ellos siguen -con gran aproximación- las leyes de conservación de la cantidad de movimiento y de la energía. A"causa de la elevada energía cinética de los átomos es prácticamente imposible cualquier agrupación atómica. La energía cinética total de los átomos se evalúa por la presi6n del gas contra las paredes. La temperatura del gas (en grados Kelvin) mide la energía cinética media de los átomos, pero ello no implica que todos los átomos presenten la misma energía cinética: algunos tendrán, lógicamente, energías cinéticas superiores o inferiores a la media. Los valores reales de la energía cinética de cada átomo -y por consiguiente, su veloddad- en un instante dado se distribuyen de acuerdo con la ley de Boltzmann; la velocidad media y la dispersión entre las velocidades de los distintos átomos están en razÓn directa de la temperatura del gas. La velocidad media para una temperatura T viene determinada por
siendo m la masa del átomo y K la constante de Bollzmann (K ergiosrK).
= 1,38.10-16
En la f¡gura 1.2 se representa esquemáticamente la distribución esladís-
dn
tica de Boltzmann que indica la fracción Nde átomos que poseen determinada velocidad V:
.
CIEJI.'ClA E lNGEN1ERIA. DE MATERIALES Solldl'lcaclón
r,
t 00-
fI I I
I
I
\ 2450" "•
•__ 680"
"O".
Fig. 12. SolidiflCacwn de un melQl puro
Para la temperatura Tf -por ejemplo- puede verse la distribución en fonna de campana y la velocidad VI más frecuente. Al descender la temperatura hasta Tf siempre en estado gaseoso- en la nueva curva se advierte una menor dispersión en las velocidades de los átomos; por otra parte, como la temperatura T mide la energía cinética media del gas, la velocidad media V1 es inferior a la velocidad media VI' Es evidente Que ese descenso en velocidad significa que el recorrido medio de los átomos a la temperatura T~ es más pequel'l.o que para la temperatura Tf. El descenso en la temperatura del gas implica una disminución en el recorrido medio de los átomos; al bajar se llega a una temperatura T límite en que las fuerzas de atracción entre ¡')S átomos del gas empiezan a equilibrar el efecto repulsivo de la energía dn~tica. Esas fuerzas de atracción son las ya mencionadas de propensión al enlace metálico, en virtud del cual los átomos tienden a agruparse para formar la red espacial característica de su estado cristalino. En todo momento los átomos metálicos se hallan sujetos a dos géneros de fuerzas interatómicas: - de repulsión, originada por la energía cinética de cada átomo; energía tendente a la dispersión (mediatizada por los choques con las paredes del recipiente y de unos átomos con otros). - de atracción, producida por la tendencia al enlace metálico. Cuando empiezan a manifestarse las fuerzas de atracción -neutralizando en parte las de repulsión- por haber descendido suficientemente la temperatura (en el ejemplo del Aluminio, a una atmósfera, a 2450'oC), el metal
SOLIDIF1CACION DE UN METAL PURO. CINETICA DEL CAMBIO DE FASE
57
pasa del estado gaseoso al estado liquido, caracterizado por la incesante formación de enlaces y ruptura de los mismos. En estado liquido, a temperaturas próximas a la de evaporación -liquidas sobrecalentados-, los átomos tienen una libertad de movimiento pa· recida a la del estado gaseoso. Cada átomo se encuentra rodeado de un número defmido de átomos vecinos anónimos, sin manifestaciones de la tendencia a adoptar estructura cristalina, con un comportamiento similar al de un gas comprimido; pero a diferencia de lo que sucede en el estado gaseoso, se forman agrupaciones de átomos, aunque de vida breve por la fácil ruptura del enlace. Al continuar descendiendo la temperatura del metal liquido, la duración de las agrupaciones es permanente, y su (ndole similar al estado sólido: el liquido presenta una cierta estructura cristalina -concretamente, la vi· bración de partículas alrededor de ciertas posiciones de equilibrio-, si bien de carácter transitorio, pues se desmorona con facilidad. Los átomos se desplazan a corta distancia; y el movimiento térmico de cada uno está constituido por vibraciones de frecuencia media defmida, pero de dirección y amplitud continuamente cambiantes. Los valores reales de la energía cinética en cualquier instante se distribuyen de acuerdo con la ley de Boltzmann. Por debajo de cierta temperatura -en el caso del Aluminio, 6600 C- el metal liquido pasa a sólido, en forma de agregado de granos cristalinos constituidos -cada uno de ellos- por átomos que vibran con centro en los nudos de la red cristalina típica de cada metal. Si ya en estado sólido -cristalino- disminuye aún más la temperatura y con ello la amplitud de vibración, los átomos se aproximan entre sí hasta alcanzar un nuevo equilibrio entre las fuerzas de atracción (enlace metá· lico) y las de repulsión (suma de la energía de vibración y del rechazo elec· trostático entre las cargas positivas de los núcleos). La distancia de equilibrio entre los átomos en el interior de cada grano del sólido cristalino puede aumentar, si se proporciona energía al metal, calentándolo, o bien disminuir si se le sustrae energía por enfriamiento. Con el enfriamiento disminuyen las dimensiones de la red cristalina, lo que a escala macroscópica se manifiesta en forma de contracción.
1.3. PRINCIPALES SISTEMAS CRISTALINOS DE LOS METALES
Cuando una muestra o probeta de metal -más del 80"de los elementos son metales- se pulimenta convenientemente y es atacada con el reactivo químico adecuado para hacer posible su observación al microscopio óptico, suele presentar una estructura celular similar a la que se advierte en la fota. micrografia 1.3. Cada una de las células recibe el nombre de grano cristalino. Si se emplean técnicas de difracción de rayos X puede comprobarse que, en el interior de cada grano, los átomos del metal se hallan dispuestos regularmente: se repite sistemáticamente, en las tres direcciones del espacio,
CIENCIA E INGENIERlA DE MA. TERlALES
58
Fig.l.3. Estructura granular del metal una unidad fundamental de apilamiento que recibe el nombre de celda
elemental. Los sistemas cristalinos en los que, a temperatura ambiente, se ordenan los átomos de la mayor parte de Jos metales industriales son: el sistema cúbico centrado en las caras (Al. CUt Pb, Ni, Ag, Pt, Au, etc.), el cúbico centrado en el cuerpo (Fea. V, er, Nb, Mo, Ta, W, etc.) o el exagonal (Mg, Zo, Zr, Ti, Be, Col. La figura 1.4. muestra la celda elemental del sistema cúbico centrado en las caras: los centros de los átomos se sitúan en los vértices del cubo, y en los centros de las caras (cada celda elemental contiene la masa correspondiente a cuatro átomos).
1 •
Fil. 1.4. Celda elemental del sistema cr1bico
cenrrado en las caras.
SOLlDlF/CACION DE UN METAL PURO. CONSlDERACIONES GENERALES
59
La unidad "celda elemental", tiene un carácter ideal o abstracto; los cristales se integran de conjuntos de esas celdas, de foona que un mismo átomo pertenece parcialmente a varias de esas celdas en las que idealmente se secciona el cristaL
1 •
. --1
Fig. 15. Celda elemental del sistema cúbico centrado en el cuerpo
La figura 1.5. corresponde a la celda elemental del sistema cúbico centrado en el cuerpo (con un total de dos átomos por celda elemental). Los átomos se sitúan en los vértices del cubo y en el centro de éste. El sistema exagonal compacto tiene como celda elemental un prisma recto de base rómbica de lados a, a, y altura e; a cada vértice del prisma se le asocian dos átomos: uno que ocupa la posición (O, O, O) -el nudo-, y otro la posición (2/3a, 1/3a, c/2). (Figura 1.6.).
. / .1
,
/'
l / l/ Fig. 1.6. Celda elemental del sistema exagonal.
"'
Por yuxtaposición de dos prismas rómbicos y dos semiprismas se con· figura lo que impropia, pero habitualmente, se designa como celda elemental exagonal. En la figura 1.6. puede verse la base de dicha "celda exagonal" (un exágono fonnado por dos rombos y dos semirombos). La altura de la "celda exagonal" es c. Los centros de -los átomos se localizan -según se indica en la figura 1.7.- en los vértices del prisma exagonal, en los centros de las bases exagonales, y otros tres en el plano medio del prisma (totalizando seis átomos por "celda elemental"). Se dice que el sistema exagonal es compacto, cuando los átomos situados en los planos medios son tangentes a los átomos basales. En tal caso, cada
CIENCIA E INGENIERI;. DE MATERIALES
60
Fig. 1.7. (a) 'Celda elemental" del sistema exagonal (obséTvese /0 ulJa/ogfa con el sistema cúbico centrado en las caras, (bJ.
con apiltllTJienlQ según el P/l'IO (J J 1 JJ.
(b)
(a)
átomo es tangente a doce: a seis átomos contiguos de su propio plano, a tres del plano superior y a tres del plano inferior. Si con la letra e se designa la altura del prisma y con la letra a los lados del exágono (o del rombo elemental), la relación c/o en el sistema exagonal compacto es de 1,633, como se desprende de consideraciones geométricas expresadas en la figura 1.8. a
MH=~
V3
e =
a
1¡18 = 3
- --r;-• ------¡;- T I " o
<
,
,. ---1'
, ,, , --r--
--_'!...~
-
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__ -Jo'_ _
•
-------•
-
1 633 '
.
METAL
H,
"'>-...
...
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" Fig. 1.8. Condición de compacidad en .el sistema exagonal
1:
e,"
...
1,5&a
, ,
......." 1,115
1,1l.23 1.e23
,..., 1,eaStl
SOLlDIFICACION DE UN METAL PURO. CONSIDERACIONES GENERALES
61
El sistema exagonal compacto y el cúbico centrado en las caras, son los únicos sistemas cristalinos en los que la tangencia de un átomo con otros iguales a él, es la máxima: de cada uno con doce. En la f¡gura 1.7. puede verse la analogía entre el exagonal y el sistema cübico centrado en las caras; en éste, el apilamiento compacto de átomos (figura 1.7. b) corresponde a los planos diagonales que cristalográficamente reciben el nombre de planos (111). Otros metales adoptan estructuras más complejas. Por ejemplo, el Estaílo cristaliza en el sistema tetragonal centrado en el cuerpo; el Uranio en el sistema onorrómbico. En la Tabla 1.9. se indican los sistemas en que cristalizan los distintos metales ordenados según su número atómico, es decir, según el número de electrones que integran la envoltura de cada átomo. (Se indica también su peso atómico, es decir el peso en gramos de un número de átomos igual a 6,023 . 10 23 ). Como puede advertirse, el sistema cristalino de los metales no guarda correlación con su posición en el sistema periódico, que ordena al conjunto de los elementos en función de su número atómico. Este orden creciente de números atómicos indica también una seriación lógica creciente de pesos atómicos. En cambio, no es igual la seriación de las densidades de los metales (Tabla 1.9). Las densidades hacen referencia al número de átomos por cada celda elemental (cuatro átomos por celda en el sistema cúbico centrado en las caras; dos átomos por celda en el cúbico centrado en el cuerpo; dos átomos por celda -y seis por prisma exagonal- en los metales exagonales) y al volumen de dicha celda. Si se designa a la arista de la celda elemental cúbica (parámetro de la celda), la densidad de los metales cúbicos centrados en las caras sena: 4.Pal: 6,023.10 23 . a 3 ; en que P11 es el peso atómico. En ios metales cllbicos centrados en el cuerpo la densidad es 2.P al : 6,023.101:3. a 3. y en los exagonales compactos Pu . .¡'1: 6,023.101) . a 3. En lo que respecta al diámetro atómico, éste depende del sistema cristalino. Cuando un mismo elemento cristaliza en más de un sistema cristalino (alotropía) tie.ne más de un radio atómico. El didmetro atómico es la distancia entre los centros o núcleos de dos átomos tangentes entre sí. Por consiguiente, su valor es igual a Q. ..;2: 2 para el sistema cúbico centrado en las caras; Q 2 para el sistema cúbico centrado en el cuerpo, ya para el sistema exagonal. Los valores de a (parámetros de la celda elemental), se detenninan por difractometria de rayos X (método de Debye· Scherrer). El radio atómico depende de la temperatura, en relación a la dilatación o contracción de la celda elemental. En consecuencia, las densidades tam· bién varian con la temperatura. A fm de comparar entre sí los diámetros de los distintos elementos, Goldschmidt detenninó estos diámetros suponiendo una coordinación (ndmero de átomos tangentes a cada átomo) igual a doce para todos los metales. Como se ha indicado, sólo en los sistemas cúbicos centrados en las caras y exagonal
v3:
62
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
e
TABLA 1.9. Sistemas cristalinos y densidades de los metales N."
atómico
3 4 11 12 13 14 19 20 21 22 23 24
('l
- Sistema cúbico centrado. Sistema cúbico centrado en las caras. H - Sistema exagonal. He - Sistema exagonal compacto.
ce -
Metal
Litio Berilio Sodio
Magnesio Aluminio Silicio Potasio
Calcio Escandia Titanio Vanadio
Sim-
Peso atómico
bolo
Li Be N, M8 Al Si
6,939 9,012
22,989 24,305 26,981
28,085 39,098 40,08
K
C, Se Ti V
50,941
Cromo
C,
25 26
Manganeso
54,938
Hierro
Mn Fe
27 28 29 30 31 32 33 34
Cobalto Niquel Cobre Zinc Galio Gennanio Arsénico Selenio
Co Ni Cu 2n G, G, A, Se
58,933
37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50
Rubidio Rb S, Estroncio Y Itrio Z, Zirconio Niobio Nb (o Columbia) (Cb) Molibdeno Mo Tecnecio Te Rutenio Ru Radio Rh Paladio Pd Plata A8 Cadmio Cd Indio In Estaño Sn
51 52 55 56 57 58 59
Antimonio returo Cesio Bario Lantano Cerio Praseodimiu
Sb Te C, B,
L,
C, P,
~
51,996
55,847
58,71 63,546
65,38 69,72 72,59 74,921 78,96 85,467 87,62 88,905 91,22
92,906 95,94 98,906 101,07 102,905 106,4 107,868 112,41 114,82 118,69 121,75 127,60 132,905 137,33 138,905 140,12 140,907
Según Barret
(n) Según American Socicty fOl Mctals.
a 1ff' en gr/un 3
C HC (O
126!},) C HC CC
0,534 1,840 0,9712
1,74
Cúbico diamante
2,669 2,33
C CC (,0<300); HC (O > 450")
0,85 1,55
2,99
HC;CC
44,955
47,90
Dtnifub(U)
SISTEMAS CRISTALINOS (.)
alfa
He (8
Q )
e
e (por debajo de 20° e en electropla· queado es He) Cúbico complejo e (a 8 <910°; ce (910°_1400°): e (8 > 1400°)
6,1 7,19 7,43
HC(O <417");eC(O>417"C) CC ce HC
Ortorrómbico Cúbico diamante Romboédrico H (otras variedades metaestables monoclínicas a baja O)
C ec
HC (O < 1460"); C (O > 1460") HC(O <862"): e (O> 862") C
7,97 8,85 8,902 8,96 7,133 5,907
5,323 5,72 4,79 1,53 2,60 4,47 6,439 8,57
e
10,22
He CC ee CC HC
12,2 12,44 12,02 10,49
Tetragonal centrado Tetragonal (O > 13,2~; Cúbico (O por enfriamiento) Romboédrico
H C e H; C; CC CC;H;C H;C
4,507
8,65
< 13,2°
7,31 7,2994
6,62 6,24 1,903
3,5 6,19 6,77 6,77
63
SOLIDlFICACION DE UN METAL PURO. CINETlCA IJF.L CAMBIO DE FASE
e ee H He
TABLA 1.9. (Continuación)
Sistemas cristalinos y densidcxles de los metales N,o
Metal
atómico
60 61 62 63 64
65 66 67 68 69 70 71 72 73
74 75 76 77
78 79 80 81 82 83 84 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100
tOI 102 103 (.) (U)
Neodimio Promecio Samario Europio Gadolinio Terbio Disprosio Holmio Erbio Tulio Iterbio LUlecio Hafnio Tántalo Wolframio Remo Osmio Iridio Platino
0'"
Símbolo Nd
Pm Sm Eo Gd
Tb Dy
Ho E, Tm Yb Lo Hf T, W
R, 0,
"P,Ao
Mercurio Hg Talio TI Plomo Pb Bismuto Bi Polonio Po F, Francio R, Radio Actinio Ac Torio Th Protactinio Pa Uranio U Neptunio Np Plutonio Po Americio Am Curio Cm Berke1io Bk Californio Cf Einstenio E, Fermio Fm Mendelenio Md Nobelio No Lawrencio L,
Peso atómico 140,24 145,150,4 151,96 157,25 158,925 162,50 164,930 167,26 168,934 173.04 174,97 178,49 180,947 183,85 186,2 190,2 192,22 195,09 196,966 200,59 204,37 207,2 208,980 209,-
~ Sistema cúbico centrado. - Sistema cúbico centrado en las caras. - Sistema exagonal. - Sistema exagonal compacto.
SISTEMAS CRISTALINOS (.) H;C Romboédrico
C HC HC HC HC HC HC CC HC
HC; CC (O
> 1760°) C C HC HC CC CC CC
Romboédrico HC;C
CC Romboédrico Monoclínico
..
~(
)
a ]ff ro man3
7,7,49 5,245 7,86
8,25 8,55 6,79 9,15 9,31 6,96
9,85 13,09 16,6 19,3 21,04 22,57 22,5 21,45 19,32 13,546 11,85 11,36 9,80
223,226,227,232,038 CC 231,035 238,029 Onorrómbico 237,048 244,Monoclínico 243,~
247,247,251, 254,257,258,102,103,-
Se¡:ún Barret Según American Socict}' for Metals.
5,11,66 15,4 19,07 19aI9,72 11,7
C-Sistema cúbico centrado en el cuerpo. ce-Sistema cúbico centrado en las caras. H_Sistema exagonal. HC-Sistema exagonal compacto.
TABLA 1.10. Didmetros atómicos de los metales
Diámetros Goldschmidt
Sistemas cristalinos
NI
2,25 2,487
eo
2,50
F,
He (6 <1260) ee He ee ",e
2,52
eo e, Ro
2,551 2,57 2,67 2,684 2,70 2,709 2,71 2,745 2,748 2,75 2,769 2,788 2,80 2,82 2,85
Elemento
B,
~ee
Parámetros de las celdas (en °A =(10--8 cm)} -según Barret a::: a::: a::: a:::
2,2854 3,5238 2,507 3,552
c::: 3,5841
Diámetros Barret
a::: 2,8664 a::: 3,656 (a 950°C) a::: 2,94 (a 1425° C)
2,225 2,491 2,506 2,511 2,431 2,585 2,54
a=3,6153 a = 2,8845 a = 2,7038 a = 3,8034 a= 2,7333 a = 3,8389 a = 3,039 a= 3,8902 a= 2,664 a = 8,912 a::: 3,9237 a= 5,658 a = 3,1466 a = 3,1648 a = 4,0490 a = 4,4559 a::: 4,0783 a = 4,0855
2,556 2,498 2,649 2,689 2,675 2,714 2,632 2,750 3,60 2,24 2,775 2,450 2,725 2,739 2,862 2,87 2,884 2,888
c::: 4,069
Ag
2,878 2,883
Ti
2,93
ee ee e He ee He ee e ee He Cúbico complejo ee Cúbico diamante e e ee H ee ee '" He ~e
a::: 2,9504 e = 4,6833 a = 3,33 (a 900°C)
2,89 2,89
Nb
2,94
e
a = 3,3007
2,859
Rh (),
1,
v Pd
Zo Mo Pt
G,
Mo W Al T, Ao
c=4,2816 c=4,3191
e = 4,945
e = 5,9268
'f
a ~
~
;e'"
"~
~ ~
~
~
TABLA 1.10. (Continuación)
C-Sistema cúbico centrado en el cuerpo. CC-Sistema cúbico centrado en las caras. H~Sistcma cxagonal. HC-S~tcma exagonal compacto.
Diámetros atómicos de los metales Elemento
T.
Diámetros Goldschmidt
In
2,94 3,042 3,10 3,13 3,14
Sn
3,164
Ht
3,17
Z,
3,19
Mg
3,20
Se
3,2
Sb
3,228
TI
3,42
Pb
N.
3,49 3,62 3,64 3,741 3,83
e.
3,93
S, B.
4,29 4,48 4,76 5,02 5,4
ed Hg Li
Y
Bi L.
K Rb
e,
Sistemas cristalinos
e He Romboédrico e Tetragonal centrado
1¡3blanco tetragonal a gris cúbico diamante
Parámetros de las celdas [en °A =(10-1 cm)] -según narret a = 3,3026 a::: 2,9787 a::: 3,5089 a = 4,594
c=4,951 c = 3,1817 (a 20° C)
la=5,8311 a:: 6,47 (a 18° C) a= 3,206 e = 5,087
He "He ~e He
la::3,230 c=5,133 a = 3,62 (a 867° C)
aCC
la=4,541 a::: 3,31
I I
~ee
~
= 3,2092
Romboédrico
I~e aHC ee He Romboédrico H e 1 ee He ee e e e e
la = 3,4564 c::: 5,531 a::: 3,882 (a 262° C) a::: 4,9495 a::: 3,670 a= 3,762 a = 4,2906
2,86 2,979 3,006 3,039 3,25 13 ,022 2,81 [3,17 3,13
20° C)
c::: 5,826 c = 6,075 (a 20° C)
la::: 5,57 c::: 6,53 (a 460°) a = 3,99 a = 6,087 a = 5,025 a = 5,344 a=5,63(a-173°C) a=6,o6 (a _173°C)
~
~ "-
<"\
3,15
c= 5,2lO3 c=5,24(
Diámetros Barret
'"e " S
3,196 3 1 ,211 3,24 . 2,903 13 ,407 3,362 3,499 3,60 3,111 3,74 3,715 13,94 3,95 4,31 4,35 4,627 4,88 5,25
Q
e
""'" ..~ '>":! ""~ e <"\
~
'"S
"'"-"
§ ~
'"
"
~
"-
"'"
'"
m m
CIENCIA E INGENIERIA DE MATERIALES
66
compacto la coordinación es doce. En la Tabla 1.10. puede verse la relación de diámetros atómicos según Goldschmidt, y según Barret. 1.4. TEMPERATURA DE SOLlDIFICACION
La ftgura 1.11. indica la variación empírica de la energía libre de un metal puro, tanto sólido como líquido, en función de la temperatura. En abscisas se sei'lalan las temperaturas en o K. Y en ordenadas se indican las energías libres por unidad de volumen del sólido y liquido. Energía libre, G, es la magnitud extensiva que tiene por valor H • T. s. Tanto G como H y S, son funciones de estado. H es la entalpía y S la entropta, cuyos valores entre 0° K (-273° C) y -ro K -en tanto no se produzca cambio de estado- están detenninados por:
H
=f: CpdT
S=fToC'T.dT Donde Cp es el calor específico a presión constante. Como puede apreciarse, el metal puro -al adoptar siempre la forma de menor energía- se hallará en estado sólido cuando las temperaturas sean inferiores aTE. Es ésta una temperatura umbral de coexistencia del metal 0,
O,
,•< ,
<;
· •, , ••• •
I "sI
o. 0,
-----
0'
<
.olido
••
OS
~
o,
•
<;
• •<
"
"
"
Fig.l.Il. Diagrama de energra libre-temperatura, para un metal puro
liqulÓO
SOLlDIFICACION DE UN METAL PURO. CONSIDERA GONES GENERALES
67
sólido y del liquido. llamada temperatura de solidificación. Si llamamos I-I L y Hs respectivamente a las entalpías del líquido y del sólido. y SL y Ss a las entropías del líquido y del sólido. el valor de la temperatura TE de solidificación en o K se deduce de la igualdad: Hsl-Tt (Sl_ Ssl=L-T1 ·6S l s
La magnitud L se denomina calor larel/re de fusión. e indica la cantidad de calor desprendida por unidad de volumen (o de masa si ÓSlS está expresado en calonas por °K y por unidad de masa) del metal al pasar éste del estado líquido al sólido. Este desprendimiento de calor resulta un fenómeno lógico, si se tiene en cuenta la (ndole del proceso de solidificación: cuando un átomo del líquido es integrado por el sólido. la pérdida de movilidad -y de energía- de dicho átomo se manifestará en fomla de desprendimiento de calor. El calor latente de fusión es mayor en aquellos metales cuyo enlace es más enérgico. La energía de enlace determina, entre otTOS factores. la separación entre átomos: depende del número de electrones de valencia cedidos por átomo a la nube electrónica. Dicha energía de enlace es mayor cuanto mayor sea el número de electrones cedidos y cuanto menor sea la separación entre átomos. A modo de resumen cabe decir Que la temperatura TI' de fusión es proporcional al calor latente de fusión. con un coeficiente de proporcionalidad entre 0.3 y 0,6 dependiendo de cada metal (como orientación puede servir 0.5). En la Tabla 1.12 se indica para varios metales: su sistema cristalino. su calor latente de fusión L (en calarlas por mol). temperatura de fusión TI (en °K), y el valor ÓSlS (cociente de L:T L>. Este cociente. positivo. detennina la variación de entropía al fundir un mol de metal (1a diferencia de entropías del líquido y el sólido). En la Tabla 1.13 se senalan en ord~n creciente las temperaturas de fusión de los metales (1os superiores al Nb se conocen industrialmente con el nombre de metales refractarios). Las temperaturas de la Tabla 1.13 corresponden a los metales puros. Las impurezas en fonna de átomos en disoluci6n s6lida disminuyen generalmente. como se dirá más adelante, la temperatura de fusión del metal base. El comportamiento mecánico de los metales depende en gran parte de la temperatura a Que tengan lugar las solicitaciones. Su utilización industriaJ a temperatura superior a 0,5. T f:. suele ser inviable: sometidos a cargas incluso inferiores a su limite elástico, se deforman plásticamente bajo carga constante por un meca:Hsmo conocido con el nombre de fluellcia. El umbral efectivo de temper:¡ruras aptas para la utilización industrial de un metal suele ser bastante menor Que el sei'lalado para evitar la Ouencia. si se con-
III
TABLA 1.12.
Cambios de en trop (a por mol, en la fusión de lIarios metales
Al.......
L Calor latente Cal/Mol
TE temperaturas de fusión en °K
L ÓSLS = -
Sistema cristalino
933 1233,8 1336
2,73
2,19
ee ee ee ee ee e e e He Cúbico complejo e ee ee
Mg ......
2550 2700 3030 2084 3110 4992 3658 574 2160
Mn ..... .
3450
Na . ..... Ni. ..... .
630 4200
Pb ......
1224
PI. ...... Sn ...... Ti ...... .
4700 1720 5000 8420 5500 1595
Ag . ..... Au .. ....
Ca . ..... Cu ...... Cr.. ..... Fe6· .....
K ......
w.......
Zr. ...... Zn ......
ce - Cúbioo. centrado en las caras. e - Cúbioo centrado en el cuerpo. He - ElIagonal oomPJCIo.
TE
2,26
11]1
1,87
1356
2,29 2,32 2,02 1,7 2,34 2,27 1,7
2148 1809,5 336,7 923
1518 370,8
1726 600 2042 504,9 1941
3683
2125 692,5
2,43 2,04 2,30 3,4 2,57 2,28 2,58 2,3
ce
Tetragonal
He e He He
~ ~
'" ~
'l1
~
~ ~
~
SDLlDlFlCACION DE UN METAL PURO. e/NET/eA DEL CAMBIO DE FASE
69
TABLAU3.
·c
·c Mercurio .....•••....
-38~6
Cesio........••.....
28,7 29,5
Galio. _ . . . . . . • . . . . . . Rubidio .....••...... Potasio . . . . . • . . . . . . .
38,9 63,7
Sodio . . . . . . • . • . . . . . Indio . . . . . . . • . • . . . . . Litio . . . . . . . • . . . . . . .
97,8 156 lSO,5
Selenio .....•....... Estano......•.•.....
217
Polonia .....•••.....
Bismuto.....••...... Talio .......••...... Cadmio .....••......
Plomo .......••..... Zinc ........•••.... Teluro . . . . . . . • . . . . . . Antimonio . Plutonio ......••....
232 254
271,3 303 320,9 327,4 419,5
449,5 630,5
640
Magnesio ......••.... 650 Aluminio ......•..... Radio . . . . . . . • . . . . . .
660
700
Bario........••.....
714
Estroncio ......••.... Cerio........••.•... Arsénico . . . . . . • . . . . . Europio .
768
Calcio . Praseodimio .....•....
804 810
826 838
919 Lantano . 920 Germanio . 936 Plata . . . . . . . . . • . . . . 960,8 Neodimio . 1019
Oro. . . . . . . . • . . . . . . . Samario .....•••.•... Cobre . Uranio . Manganeso .
Berilio
.
1063 1072
1083 1132.3 1245 1277 1312 1407
Gadolinio ......•.•... Disprosio . Silicio . 1404 Níquel . 1454 Holmio . . . . . . • . . . . . . 1461 Cobalto . 1495 Erbio . 1497 Hierro . 1536,5 Escandia .....••..... 1539 Tulio. . . . . . . . . • • . . . . 1545 Paladio . 1552 Titanio . 1668 Torio . . . . . . • . • . . . . . 1750 Platino .....•••••... 1769 Zirconio . . . . • . . . . . . . 1852 Cromo . 1875 Vanadio. . . . . • . . . . . . . 1900 Radio ......•.•..... 1966 Hafnio ......•.•..... 2222 Iridio . . . . . . • . . . . . . . 2454 Niobio . 2468 Rutenio . 2500 Molibdeno . 2610 Tántalo . . . . . . . . • . . . . 2996 Renio . 3180 Wolframio . . . . • . . . . . . 3410
sideran además otros factores: esfuerzos térmicos, recristalizaci6n de estructuras agrias, oxidación y corrosión, etc. En lo que respecta a esfuerzos t~rmicos debidos a un gradiente de temperatura en la pieza metálica, el coeficiente de dilatación juega un papel importante cuando la conductividad térmica del metal es pequeí'ia. Los metales que mejor se comportan ante esfuerzos de origen térmico son,
CIENCIA E INGENIERJA DE MATERIALES
70
TABLA 1.14. Comparación e,un coeficiente lineal de expansión Q lo lilrgo del eje mayor de l4 celda y rempertlturas de fusión de algunos melales comunes Coeficiente lineal aemrt
Temperatura de
O y 100°
fusión
Sodio Plomo
. .
Zinc ........•...... Magnesio . Aluminio . . . . . . . • . . . . Plata . . . . . . . . • . • . . . . Cobre . Niquel. . Hierro . . . . . . . • . . . . . . Titanio .......•.•... Platino . . . . . . . • . . . . . Cromo.......•......
Wolframio
.
71.10-6 29,3.10-6 39,7.10-6 26,1.10-6 23,6.10-6
19,6.IO"1S 16,4.10-6 13,1.10-(; 12,2.10-(; 8,41.10-6 8,9.10-6 6,2.lO-6 4,6.10-6
97,8° e 327,4° e
419,Soc 650 oC.
660 o e 960,8° e J083 o e 1453 o e 1536,5° e 1668 o e 1769 Oc 1875 o e 3410 o e
en I(neas generales, los de bajo coeficiente de dilatación. Resulta fácil de comprender que los coeficientes de dilataciÓn de los metales, desde la temperatura ambiente, están en función inversa de sus temperaturas de fusión (ver Tabla 1.14). Una baja temperatura TE es indicio de pe· quei'ia energía de enlace; por tanto, al calentar ese metal aumentará la separación entre átomos (dilatación). Más alln, el ritmo mismo de esa separación atómica por aumentos de temperalUra ..--en valores inferiores aTE - es tanto mayor, cuanto menor sea la temperatura de fusión. Por otra parte, la temperatura de solidificación influye también sobre las temperaturas de recristalización estática. Cuando un metal es deformado en fria por un proceso mecánico, los granos cristalinos se deforman en la dirección de la conformación. El metal adquiere -como consecuencia de la interacción entre defectos cristalinos denominados dislocaciones- una consolidación o acritud, que se traduce, entre otras variaciones estructura· les, en un aumento de la dureza, así como de la carga de rotura en el ensayo de tracción; y en una disminución del alargamiento. Si un metal previamente deformado en fria con suficiente grado de acritud, es sometido a un proceso de calentamiento posterior, se observa una paulatina recuperación de las propiedades correspondientes al estado no deformado. Cuando el calentamiento se efectúa por encima de una cierta temperatura, denominada temperatura de recristalizaci6n estdeica -que depende de la defonnación previa conferida en frío o acritud-, la recuperación de propiedades va acompai'iada de la fannación de una microestructura de granos regulares denominada estructura de recristalizaci6n.
SOLlDlFiCACION DE UN METAL PURO. CONSIDERACIONES GENERALES
71
fig.I.IS. Estructura agria
La recristalizaci6n puede presentarse también como resultado de deformaciones en caliente (por forja, laminaci6n, extrusión, etc.), a temperaturas suficientemente elevadas. Ello se debe a la acritud conferida en caliente y a una recristalizaci6n dinámica que tiene lugar a las temperaturas de deformaci6n. En las figuras 1.15 y 1.16 pueden verse, respectivamente, la estructura micrográfica agria de un aluminio comercial, y su estructura durante el
fig.1.I6. Estrnctura parcialmente recn"stalizada
OENCIA E INGENIERlA. DE MA. TERIALES
72
proceso de recristalizaci6n. En la segunda se advierte la existencia simul· tánea de granos recristalizados parcialmente, contiguos a una zona agria. Cuando la estructura ha recristalizado plenamente. la pennanencia prolongada a la temperatura de recristalizaci6n, o a otras superiores a ella, se traduce en crecimiento del tamaflo medio de grano. La rigidez de los metales guaraa. también, estrecha correlación con su temperatura de fusión. La rigidez es la aptitud de un material -por ejemplo la requerida por una palanca que apoyándose en un punto ha de mover una pesada carga- para soportar esfuerzos sin que se produzca una deformaciÓn irreversible, permanente, plástica. TABLA1.I5. R~tdel
de ¡¡Igunus m":lalcs. Tem~raturas
Metal Wolframio . Molibdeno .. ,
-lO:'
.
Berilio . Niquel. . . . . . Aceros y Fundiciunes. Uranio . Cobre . Titanio . . • . . . • . . . . . . . . Zinc . . . . . . . . • . . . . . • . . Aluminio .....•..••.••. Magnesio . . . . . . . . . . . • . Estano . . . . . . . . . . . . • • . . Plomo .
~:'O ~ 10
~OO·
170 175 1~5
115
80 70 40 40 15
3410 2610 1277 ¡4~3
Oc Oc Oc Oc
(ref. ":ap. VIII)
Oc Oc Oc Oc 660 Oc 650 Oc 232 Oc 327,4 Oc
I U~.3 1083 1668 419.5
A escala macroscópica la rigidez se cuantifica por el módulo de Young, E, que puede detenninarse midiendo la velocidad de propagación de las ondas longitudinales en el material, V l =(E:d)"!, siendo d la densidad de éste; o por extensometría, midiendo la defonnaclones derivadas de la aplicación de pequeños esfuerzos (ley de Hooke, cr = E.E). Pero las medidas más exactas del módulo de Young se logran por ultrasonidos, en función de la velocidad de las ondas longitudinales Vl' Esa propiedad, si se considera la escala atómica, es tanto mayor cuanto mayor sea la energía de enlace entre los átomos. Se denomina rigidez de enlace al valor dF/dr (indicador de la dificullad para separar por tracción, aplicando una fuerza externa, dos átomos cuya distancia interatómica de equilibrio sea inicialmente ro). La rigidez del enlace es constante en tanto no se rebase una separación entre los átomos, r., tal que no puedan volver ya, por recuperación elástica, a su distancia primitiva de equilibrio roEl valor de la rigidez del enlace es, aproximadamente, 1N/m para los enlaces de Van der Waals, 2N/m para el enlace de Hidrógeno; enlre 15 y 40 N/m para los meta-
SOLlDIFICACION DE UN METAL PURO. CINETlCA DEL CAMBIO DE FASE
73
les puros (tanto mayor cuanto más elevada sea su temperatura dc fusión TE), entre 9 y 21 N/m para los enlaces iónicos, y 180 N/m para el enlace covalente del diamante. Por consiguicntc, considerado a escala atómica entre ro y rl, el módulo elástico de Young E es igual al cociente de la rigidez dc cnlace dividida por ro. Y por tanto los módulos de Young resultan ser: para enlaces de Van der Waals (ceras y muchos polímeros orgánicos) del orden de 2 GN/m 2; para cnlace de Hidrógeno 4 veces superior a ese valor; para metales puros de 15 a 75 veces superior a aquel valor; para enlace iónico de 15 a 35 veces superior; para enlace covalente hasta 500 veces superior. Lo antcrior pucdc ilustrar porqué los polímeros son menos rígidos quc los mctales y que éstos, a su vez, resultan menos rígidos que las cerámicas. Otro tanto ocurre por lo que respecta a temperaturas de fusión: las dc las cerámicas (Tabla 0.8) superan a las dc los metalcs (Tabla 1.13). En cuanto a éstos puede decirse que, con algunas excepciones, cuanto más alta es la temperatura de fusión del metal más rígido resulta. (Ver tabla 1.17). BIBLJOGRAFIA A. S. M.-"Properties and Selection".-Metals Park. Ohio-American Society for Metals. (1978). Barret, C.-"Structure of Metals. Crystallographic Methods. PrincipIes and data".-New York-McGraw-Hill. (1957). Frenkel, J .-"Kinetic Theory of Liquids".-New York-Dover Publications. (1955). Goldschmidt, V. M.-Trans. Faraday Soco vol. 25. (1929). Jeans, J.-"An Introduction to the Kinetic Theory of Gases".-Cambridge University Press.(1962). Pero-Sanz, J. A.-"Comentario a la cinética de RecristaJización expresada por la ecuación de Avrami'·.-Rev. Met. 3 :21 7-220. (1977). Pero-Sanz, J. A.-"Restauración·recristalizaCión en latón 70/30 reducido 90% en frio". Rev. Dyna 4: 197-202. (1971). Pero-Sanz, Verdeja.- "Heat treatments on hot rolled Fe-17% Cr sheet subjected to ridging phenomena". - Microestructural Science VoU5 pp. 177-200. (1977). Van Vlack.-"Materials fO{ Engineering. Concepts and its Applications",-Massachu. setts-Adisson Wesley. (1982). West.-"Handbook of Chemistry and Physics".-Cleveland.The Chemical Rubber Co. (1986). Winegard, W. C.-"An introduction to the Solidification of Metals".-Londres-The Insti· tute of Metals. (1964).
u Solidificación de un metal puro. Cinética del cambio de fase 11.1. ENERGIA LIBRE DE SUPERFICIE La temperatura de solidificación TE para un metal puro es constante, tal como se observa en la fIgura 1.11, donde las curvas de energías libres del sólido y del líquido se cortan en un punto. Para que la solidificación se realice plenamente se necesita un cierto grado de subell!riamie"ro respecto a dicha temperatura de equilibrio ya que cuando líquido y sólido coexisten a la temperatura de solidificación, se establece un equilibrio (líquido oH- sólido + Q calarlas), que, para evolucionar hacia el sólido, precisa absorber el calor desprendido Q. De lo contrario, la solidificación se detendría porque a la temperatura TE, unos átomos llegarían al sÓlido y otros abandonarían éste, a igual velocidad (no porque cese toda actividad en la ¡olereara sólido-líquido). Alcanzado un cierto subenfriamiento, el metal solidifica. Pero no lo hace de inmediato, sino que se requiere un cierto tiempo para el paso pleno al estado sólido. Se dá un proceso de formaci6n y crecimiento del sólido a expensas del líquido durante todo el periodo en que coexisten ambas fases, sólida y líquida. Los procesos físicos que gobiernan las estabilidades relativas de dos fases -ya se trate de la solidificaci6n, ya de otros fenómenos tales como la evaporación, las transformaciones en estado sólido etc.- se realizan a través de la superficie de contacto o intercara entre fases. Entre dos fases o agrupaciones atómicas A (sólida) y B (liquida) formadas por átomos de un mismo metal en contacto por medio de la intercara (ab), la fase A crecerá a expensas de la fase B siempre que por unidad de tiempo pasen más átomos de B al estado A, que átomos de A al estado B. Sólo toman parte en el flujo, en ambas direcciones, átomos de la fase A o de la fase B próximos a la intercara. El resto de átomos de A ó B pueden considerarse ajenos al cambio de fase que ocurre en la intercara. Durante la solidificación el comportamiento de la superficie de una fase difiere de su interior, a causa de estos rápidos cambios que tienen lugar en la intercara. Los átomos de la intercara no se hallan en estado de equilibrio, no están de modo definitivo en ninguna de ambas fases, sus enlaces se forman y destruyen. Por ello hay muchas posiciones atómicas del sólido periférico no ocupadas por átomos. La coordinación de un átomo situado en la periferia del sólido es notablemente menor que la del átomo situado en el interior de la masa sólida. Por ejemplo, en el sistema cubico de caras centradas, un átomo de la super-
76
C/ENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
fieie no tiene doce átomos tangentes como sucede con los átomos del interior del sólido. Remover un átomo del interior del sólido y llevarlo al liquido (licuarlo) requiere un calor exactamente igual al calor latente por átomo; en tanto que el calor necesario para licuar un átomo periférico será sólo una fracción de ese calor latente por átomo (función de su grado de coordinación). Estas consideraciones sobre el calor latente -variación de entalpíason aplicables también a las variaciones de energía libre. La variación de energía libre total al solidificar un monocristaJ, para un metal cristalizado en el sistema cúbico de caras centradas será la suma algebraica de la variación de energía libre del sólido (considerando que son doce los átomos de coordinación) más el exceso de energfa libre de los átomos solidificados situados en la periferia del monocristal (energfa libre de superficie). Para el cálculo de la energfa libre total del sólido, el valor de la energía libre de superficie tendrá especial importancia cuando la relación entre volumen y superficie en el sólido sea muy pequei'ia. La energfa libre de superficie al ser proporcional a la diferencia entre energias libres de un átomo situado en el interior del sólido (con la coordinación correspondiente a su sistema cristalino, es decir doce para los metales cúbicos centrados en las caras, doce para los metales exagonales, ocho para los cubicos centrados en el cuerpo, etc.) y otro átomo situado
TABLA 0.1. EnergÚlS libres de superficie. Valores de
"YLs para algunos metales (Hollomon) 'Yt..s en erg/cm 2
Al. Mn Fe Co Ni.
. .. . .. .. . .•.. . ......•..•.•.• .. .. .. .. . ..•.. .. . .. .. . .. .. . . .. .. .•. .. ..••.
. , . . .
. . . . .
. . . . .
. • • •
.
Cu . . . . .•.•.. .. . .•..•
121 206 204 234 255 177
Pd ... . . • . • . . . • . . • . . . Ag. . . . .•.....••.. . ..
209
1'1. . . . . . • . . . . . . . . . . .
240
Au . . . . .• . . . . . . ••. . . .
132 33
Pb . . . . . . •. . . . .• . . . Ga .. .. .. •.. . ..••.•.. Ge . . . . . ••• . • • • •• . •••
Sn . . . . . . . • . • . . . . • . . . Sb .• . . . . . .. . . ..
Hg . . . . . . .• . . . . . • . . . . Si. . . . . . . . • • . . . . . • . . •
126
56 181 59 101 28 54
SOLlDlFlCACION, CINETlCA DEL CAMBIO DE FASE
n
en la superficie, depende del sistema cristalino propio de cada metal. Asimismo depende de la energía del enlace metálico con que cada átomo es cohesionado por sus vecinos -tanto mayor cuanto más elevada sea su temperatura de fusión TE - por lo que, en cierto modo, puede decirse que la energía libre de superficie de los metales generalmente aumenta con TE (comparar las Tablas 1.13 y n.l). El valor de la energía libre de superficie se delennina multiplicando el área del sólido por el coeficiente 'Yl...s que, si bien es variable, puede considerase como constante para cada metal (las variaciones de temperatura prácticamente no lo alteran), En la Tabla 11.1., se indican los valores del coeficiente '"YLS de energías interfaciales sólido/líquido para algunos metales. Durante la solidificación, como resultado del exceso de energía libre que el sólido presenta por tener una intercara sólido/líquido, se presenta una tendencia a disminuir la superficie de esa intercara. Esta tendencia o tensión superficial, favorece la fonnación de contornos redondeados en los cristales para disminuir la relación entre superficie y volumen de éstos, y se manifestará más cuanto mayor sea el valor 'ltS del metal. Por eso los metales (ver en fIgUra 11.11 que desarrollan sus cristales en fonna dendrítica por su tendencia a crecer en determinadas direcciones cristalográficas preferentes), cuando tienen un alto valor de 'Yl...s propenden a fonnar dendritas con extremidades redondeadas; en tanto que los metales con pequeno valor 'lts, tienden a fonnar dendritas de extremidades planas. Análogas consideraciones a las expuestas a propósito de solidificación podrían hacerse respecto del equilibrio binario Iíquido-gas (vaporización o condensación): los átomos de la superficie del líquido -al estar menos cohesionados que los de su interior- poseen una energía libre de superficie tendente a minimizar la relación superficie/volumen (por eso las golas de lluvia serían esféricas si la gravedad no tendiera a alargarlas). cuyo coeficiente se designa '"YLV, Otro tanto cabe decir del equilibrio sólido-vapor (sublimación), También en estado sólido cabe hablar de un equilibrio en el agregado policristalino (ver figura 1.3.) entre los átomos del interior del grano y los de sus juntas. El exceso de energía libre entre un átomo de la junta de grano y un átomo del interior de éste (energl'a libre de jun.ta de grano) se cuantifica por su valor 'l'GB ' Cuando hay contacto entre medios tales como un líquido M. un sólido S y un gas V. existe correlación entre las energías libres de superficie de líquido-sólido (1 ....). del
sólido-gas (Y~v)' y del líquid
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CIENCIA E INGENIERJA DE MATERlALES
do detcnninado por la igualdad (veáse vectores de la Figum 11.2) ymv cos es decir,
e + 'Y m. = Yn".;
cos e = (y". - y mJ : Y"W Si 8 resulta igual a 180" el líquido adoptará una fomm esférica, 10 que significa que no moja en absoluto al sólido. Se considera que el líquido moja parcialmente al sólido cuando el angulo e de equilibrio es menor de 90", es decir. cuando y "" + y m,o < 'Y ",. El mojado será total si e resultara igual a 0, es decir si y ms =Ymv+Y ",'
Gas
Fig. n.2. Ángulo de contacto liquido-sólido.
Cuando una superficie metálica tiene un alto valor de 'Ysv (como ocurre, por ejemplo, con el Fe), es susceptible de ser mojada y en consecuencia recubierta por otros metales como por ejemplo Zo, Al, Sn. Puesto que la aptitud al mojado no depende sólo de Isv, sino de la desigualdad antes indicada, otros metales como el Pb no mojan al Fe. Cuando se quiere emplomar una chapa de Fe es preciso recubrirla previamente de Sn y, una vez solidificado éste recubrirlo con Pb, ya que el Pb "moja" al Sn (también podrá recubrirse el Fe con una aleación líquida de Sn y Pb). La aptitud mojante de un metal o aleación líquida tiene interés -entre otros casos- para la unión de metales mediante falsa soldadura: unión de dos superficies metálicas por interposición de otro metal o aleación líquida (metal de aportación), de punto de fusión más bajo que las superficies a
SOUDlFICltCION, CINETlCIt DEL CltMBIO DE FASE
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unir que, al solidificar entre las superficies metálicas (formando con ellas solución sólida), una a ambas. Suele denominarse soldadura blanda (soldering) cuando el metal de aportación solidifica a temperatura inferior a 4500 e (Por ejemplo aleación Sn-Pb); y soldadura fuerte (brazing) cuando funde a temperaturas superiores a 4500 C: infiltrantes de cobre (cuya temperatura de fusión está comprendida entre 7100 C y 11000 e, por ejemplo el latón 60/40), infiltrantes de plata (con al menos 20~ de ésta -como la aleación 27" Ag, 38" Cu, 9,5" Mn, 5,5" Ni, resto Zn- para temperaturas de trab~o de 8500 C), etc. Una condición necesaria para la falsa soldadura es que el metal o aleación infiltran te moje las superficies metálicas de la pieza; y ello depende, según se ha indicado, de la relación entre 1m!, 'Ymv , 'Ysv. No son conocidos todos los valores de 'Y dada la multiplicidad de combinaciones posibles entre metales o aleaciones de aportación, y aleaciones base. Puede, no obstante, sei1.alarse que suele haber una acción humectante cuando la aleación de base es susceptible de disolverse en la aleación líquida de aponación (de forma análoga a lo que ocurre con una varilla de CINa introducida en agua: se recubre de humedad más fácilmente que una de vidrio); o bien cuando se puede formar solución sólida de la aleación de aportación en la aleación base, o bien cuando entre ambas aleaciones hay afinidad para formar com-
TABLA 11.3. Ellergia libre interfada/ entre $(jUdo A y liquido B. (Eustathopou/os). Sólido A.
Liquido B.
'Yrns en ergios!cll1 2
ln ln ln ln ln
Sn In
119 122 148 185 ISO 160 158 390 430 428 540 980 1000 1000 1415 1370 2000
A, Al Co F, Nb C, W Mo W
F, F, F,
B;
Pb Sn Pb Sn Pb Co Co A, Co Sn Sn Pb A, N,
80
CIENCIA E INGENIERIA DE MA. TERlALES
puestos intennetálicos. En general, no suelen elegirse combinaciones de aleaciones -de aportación y base- que puedan formar compuestos intermetálicos; ya que debido al carácter frágil de éstos son preferibles combinaciones que formen solución sólida. En la Tabla 11.3 se indican valores de 'Yms para sólido A y líquido B; la humectación será más favorable cuanto menor sea el valor de 'Yms • Un metal Ifquido no moja a sólidos de b<\ia energía sólido/vapor como es el grafito ('Ysv = 27 ergios/cm 2 ). Por eso para el braseado de las fundiciones grises -que presentan grafito como uno de los constituyentes de la aleación- es necesario realizar previamente una limpieza electroquímica de la superficie, a fm de eliminar el grafito. La aptitud mojante o humectante de un metal o aleación líquidos tiene también interés en la metalurgia de polvos, cuando se desea hacer sinterización en fase líquida, o bien cuando se quiere obtener un compacto mediante inftltración de un metal líquido que rellene los poros de un esqueleto poroso de metal, obtenido previamente por sinterizado de polvos en fase sólida. En la Tabla HA. se indican algunos coeficientes 'Yms de energía interfacial entre metal líquido y óxidos o carburos sólidos, de interés para sinterizaciones en fase líquida. TABLAU.4. Energio libre interfocial entre sólido A (Oxidos o carburos) y 1fquido B (Metal),
Sólido-Líquido
1íns en ergios/cm2
AI 20 3 - Ni
1850
zr0 2 - Ni
970
V0 2 - Ni TiC - Co HfC - Co
1280 505 385 465 480
VC -Co NbC -Co VC-V
141
Cuando un líquido moja a un metal sólido, puede producirse una desagregación total de los granos del sólido si la energía de junta de grano 'YGB es el doble del valor 'Yms . En efecto, según se indica en la figura lI.5. (para que el líquido penetre intergranularmente, la energía libre de superficie del conjunto ..6G deberá ser menor o igual a O). El ángulo diédrico de equilibrio en la penetración parcial estará dado por: cos4>/2
=
7GB 2~",
. La
desagregación será total cuando l/J =O; Y por tanto 'YGB =2 'Yms • La determinación micrográfica de ángulos de penetración l/J y del ángulo de mojado (J es una técnica que se utiliza para la obtención empírica de
81
SOUDlFlCACION, C/HETlCA DEL CAMBIO DE FASE
CONDICION INICIAL
YGB
Fil.O.s. Origen de la penetración intergranular de un liquido
los valores "Yms entre un líquido y un sólido; puesto que las condiciones de equilibrio en los puntos triples de la fIgura 11.6. vienen detenninadas por las ecuaciones: "Ysv ="Yms + "Ymv . cos ()
=2 "Yms . cos (rAnls : 2) "YGB = 2 "Ysv . ces (l/Jv/s : 2)
"YGB de las que se deduce: "Yms
= "Ymv · cos ()
cos (4)v/s: 2) ---"'-""';C-'-"---'-,,"--2:C-cos(
1mv
Vapor V
Fil. 0.6. Equilibrio entre sólido polit:n·stalino/ Uquidojvapor
82
CIENCIA E lNGENIERIA DE MATERlALES
11.2. NUCLEACION HOMOGENEA. TAMAÑO CRITICO DEL NUCLEO
La variación de energía libre por solidificación al formarse un sólido cristalino a una cierta temperatura TI < TE es negativa; y su valor en calorías por unidad de volumen es igual (ver figura 1.11.) a Gsol - ~. Por consiguien te: llG'L = G,ol -
G,;q = (H, - HLl - T, (Ss - SLl = - L - T, "SsL =
:: -L + T¡.6S LS
L
::
-L + TI TE :: -L
TE -Ti TE
~Tl
:: -L TE
Según queda indicado en el apartado anterior, y dado que los átomos periféricos no tienen igual coordinación que los centrales, la variación de energía libre para solidificar una esfera de radio r consta de dos sumandos: Ó(]y, correspondiente a la foonación del volumen (si se supone que todos los átomos tienen la coordinación máxima), y el sumando corrector LlGs (o energía libre de superficie). Es decir: llG =
Siendo: lle..=-L.
lle.. + lle.. 4 -,,' 3
En la ftgura 11.7. se señala la variación de .6Gv y .6Gs• a la temperatura TI' en función del radio. La función .6G -suma de ambas- presenta, como fácilmente puede calcularse, un máximo para los siguientes valores de r* y .6G*: 2'YLS . TE r* = --CL".ll"T"",-=De ello se deduce que, a temperatura TI> una esfera de radio rm < r* fonnada por varios átomos del metal no puede crecer. pues la variación de energía libre para captar un nuevo átomo y aumentar de radio supondria un aumento positivo de boG. Una esfera sólida de radio 1M > r* tenderá a aumentar de radio por captura de átomos, dado que un incremento infinitesimal del radio rM supone una variación negativa de la energía libre. Para la temperatura T l las agrupaciones espontáneas de átomos que no alcancen el tamai'io critico r* + l átomo, desaparecerán por colisión con otros átomos. Sólo aquellas agrupaciones cuyo radio sea igualo mayor a r* + 1 átomo, podrán crecer. El radio crítico del núcleo para una cierta temperatura TI -y por consiguiente el número de átomos necesarios para fonnar dicho gennen- es inversamente proporcional al subenfriamiento .6T I • como se desprende de la fónnula obtenida.
SOLlD/FICACION, CINETICA. DEL CAMBIO DE FASE
OG
83
OG,
+
• I I I I I I
O
lAG
'.
OG
I
•• "
'M
Fig.1I.7. ty; al solidificar una esfera de radio r a la temperatura TI, Radio critico r·.
Al margen de consideraciones tennodinámicas. se comprende que: en estado sólido un átomo está rodeado por menos átomos vecinos cuanto menor sea el radio de curvatura de la agrupación; por consiguiente. será tanto más probable que un átomo periférico se desprenda del sólido para pasar al liquido cuanto menor sea el radio del gennen. Por otro lado, cuanto menor sea la temperatura TI (mayor subenfriamiento .ó.T I ). más pequerlo podrá ser el radio critico del núcleo. ya que el enlace entre átomos (más enérgico cuanto más baja sea la temperatura) pennite que el átomo periférico quede acoplado de fonna estable al sólido aunque esté rodeado por menos átomos vecinos.
11.3. CARACTER DISCONTINUO Ot LA SOLlOIFICACION
A temperaturas próximas a la fusión, un liquido metálico puede considerarse como un conjunto estadístico de preagrupamientos atómicos que presentan una estructura cristalina incipiente, como se ilustra en la figura 11.8. La solidificación supone en primer lugar la fonnaci6n de sólidos de radio r* + I átomo (núcleos supercriticos) con capacidad de crecer. Los núcleos se fonnan debido a las nuctuaciones térmicas que proporcionan la energía de activación necesaria. Convendria serlalar al respecto una aparente contradicción: la variación
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aENClA. E lNGENlERlA DE MATERIALES
Fig.1I.8. Agrupación de álomos en un melal por debajo de TE'
de energía libre para formar un núcleo debe ser negativa, en cambio es positiva (obsérvese el valor del máximo de energía libre correspondiente a la formación de r*). Resulta posible, sin embargo, la formación del núcleo ya que la variación de energía libre total -por formación de varios núcleossí es negativa: puesto que la entropía aumenta también como consecuencia de la mezcla con otros núcleos. El número posible de núcleos "r de radio r*. correspondientes a una temperatura TI será -tennodinámicamente- el que haga mínima la energía libre del conjunto; es decir, el que haga más negativa la expresión
siendo 6S r la entropía resultante de la mezcla de U r núcleos (entropía de confIguración) en el conjunto de átomos considerado.
SOUDlFlCAaON, aNETlCA. DEL CAMBIO DE FA.SE
85
Si es el número total de átomos de la fase lfquida y K la constante de Boltzman 0,38 . 10-6 COrgjgrado)' se tiene que
dG = n, 6G· - T.6S r = n r6G· - TI . K . n r [1 - In
~
]
Derivando respecto a n r e igualando a cero se tiene que:
óG'
n r = N.e - - - ; y sustituyendo ÓG· por su valor: KT1
~(16.~(s.T~) 3.6T~
L2
se ve que en la nucleacíón homogénea el número de núcleos de tamai'lo r· (de radio crítico) es inversamente proporcional a la temperatura de solidificación TI' Como la estructura policristalina, cuando el metal soHdifique plenamente, será herencia de la formación previa de núcleos progresivamente engrosados, resulta mayor el número de granos cuando la soJidicación tiene lugar a baja temperatura (fonnados a partir de mayor número de núcleos cuanto más bl\ia sea la temperatura). En tal caso el tamai'io de grano es más pequeí'lo que si la solidificación se efectúa a temperatura superior. Los núcleos se fonnan con mayor facilidad cuando se adiciona al líquido un agente extrano al metal -agente nucleante- q14e sirva de soporte al agrupamiento de átomos. A este tipo de nucleación se la denomina nucleación heterogénea (la nucleación sin agente nucleante extraí'lO, recibe el
, 1 FiI.I1!J. Número de atomO! para lonnar un núcleo
86
C/ENCJA E INGEN1ERJA DE MA TERIALES
nombre de homogénea). El valor de 0r cuando la nucleación es heterogénea es siempre mayor que el calculado anterionnente para la nucleaci6n homogénea. La figura 11.9. expresa gráficamente el fenómeno indicado: en presencia de un soporte, el número de átomos del metal necesarios para fomlar un núcleo de curvatura R¡ es mucho menor que en el caso de la nucleación homogénea. En la misma Ítgura se indica la relación cualitativa entre el número de átomos necesarios para fannar -en cada caso- un núcleo, y el subenfriamiento óT. Para muchas aplicaciones -especialmente para resistencia, buen alargamiento y, sobre todo, para tenacidad- interesa que el tamaño de grano de solidificación sea el menor posible. Las juntas de unión de los granos cristalinos son regiones de metal donde la desorientación cristalina entre uno y otro grano se salva por la presencia de multitud de defectos cristalinos, o marañas de dislocaciones. Si bien en el interior de cada grano existe también una multitud de lagunas y dislocaciones producidas durante el proceso de solidificación, el comportamiento de las juntas de grano -su resistencia mecánica, entre otras propiedades- difiere notablemente del comportamiento del grano cristalino (en el apartado anterior se aludió a la energía libre 'YCB). Según queda dicho, para lograr un menor tamaño de grano de solidificación. es frecuente en la industria favorecer la nucleación heterogénea mediante la adición de agentes nucleantes, que son finas partículas sólidas -elementos o compuestos químicos- con aptitud para ser mojadas por el líquido y que catalizan la nucleación por razones de afinidad y semejanza cristalográfica. Por ejemplo, a las aleaciones de Aluminio se adicionan Ti y B; para las aleaciones de Mg se emplea Zr; en fundiciones grises suele inocularse Si; en aleaciones férreas Co y Zn. El efecto del agente nucleante depende, además de su naturaleza, de múltiples factores; como por ejemplo: momento de la adición, tiempo de permanencia en el metal fundido, etc. Ello parece deberse, entre otras razones, a que los agentes nucleantes finamente dispersos coalescen entre sí en el metal fundido; y cambién a cambios de caracteJisticas químicas o de energía de superficie de los agentes nucleantes. Para lograr el afino de grano suelen emplearse técnicas tales como vibración (mecánica, sónica, ultrasónica), de la masa sólido-líquido. Si el líquido es vibrado se obtienen estructuras de grano" fino, explicables por el aumento de agentes nucleantes producidos por la fragmentación de los cristales en crecimiento; ya que una siembra de cristales sólidos del mismo metal ejerce siempre una acción nuclea'nte heterogénea sobre el metal líquido.
11.3.1. Velocidad de nucleación
La termodinámica señala las condiciones que posibilitan la formación de núcleos y regulan el tamaño de éstos; pero nada indica sobre la cinética,
SOLlDlFICA.CION, CTNETICA DEL CAMBIO DE FASE
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es decir. sobre el tiempo necesario para la formación de esos núcleos y para su crecimiento. Al abordar la cuestión del tiempo necesario para constituir un micleo supercritico (de radio r + 1 átomo) hay que tener en cuenta que, para que se dé tal formación. no basta que aparezcan algunas agrupaciones de radio r*. Y:J desde el instante t = O se tienen agrupaciones de radio r <; r*. en continua formación y desagregación. Para que una de estas agrupaciones de radio r* se convierta en supercritica es necesario, además, que esté orientada en disposición de captar un átomo suplementario. Hasta que ello no se logre, no empezará la solidificación (a la temperatura TI)' Para esa temperatura TI. la veloddad de formación de núcleos supercrUicos por unidad de volumen -velocidad de nucleación- depende de varios faclOr~s.
En primer lugar. del número de núcleos n¡ (calculable tennodinámicamente); cuanto mayor sea ese número de núcleos crUicos, mayor es la probabilidad de que tino de ellos comience a crecer e inicie la solidificación. En segundo lugar, y aunque la influencia de este factor no es muy consi· derable, depende del número w *, de átomos que rodean al núcleo de radio r: para un núcleo esférico r* el valor de w* es proporcional a la superficie 4 1f r*2 (más número de álamos cuanto mayor es r*).
Fig, 11.10. Velocidades de nucJeaciórI (homogéneo y heterogéneo)
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CIENCJA E lNGENIERlA DE MATERIALES
En tercer lugar la velocidad de nucleación depende de la frecuencia I'LS con que los átomos saltan a través de la ¡ntereara sólido líquido; I/LS es proporcional al coeficiente de difusión Ot, Hay materiales líquidos viscosos -por ejemplo vidrios y poJímeros- cuya difusividad decae notablemente con la temperatura. En los metales, en cambio, el valor de Dr.. decae muy poco, salvo que se trate de temperaturas muy bajas provocadas por enfriamiento rápido para obtener un líquido "congelado", Los tres factores indicados que influyen en la velocidad de nuc1eaci6n (1 = n r*. w·. IJLS) suelen agruparse en dos funciones: la fuerza inductora de la solidificación -n r•. w*- (que es tanto mayor cuanto mayor sea el subenfriamiento ¿lT 1), Y la difusividad vLS (que generalmente disminuye con la temperatura). El producto de ambas funciones dará una curva en fonna de campana (ver figura 11.10.), donde la velocidad de nucleaci6n es lenta a temperaturas próximas a la de fusión, así como también cuando el salto térmico es muy grande. En la figura H.tO. se han esquematizado las curvas correspondientes a la nucleación homogénea y a la heterogénea (en la que, por ser mayor el valor n rO' para cada temperatura TI, las nucleaciones son más rápidas). La velocidad de nucleación homogénea -ver en n. 2 el valor de .6.0*- responde, según Flemings, a 1=8 1 (D L I DLM ) • n, = 8 1, (DL I DLM ) • exp (-6.0* IK.T) Yla ~elocidad heterogénea adopta una expresión similar 1=8' ,. (Oc / D cM ) . exp (-D.G* . f (e) /K.T) en la que f (8) es igual a 114 (2 + cos 8) (1- cos 8)2, siendo 8 el ángulo de equilibrio al mojar el líquido al agente nucleante heterogéneo. Adviérta...e que f(8) resulta ser igual al cociente entre el volumen de un casquete líquido peneneciente a una esfera de radio r y el volumen de esa esfera de radio r. El valor B I depende del tamaño crítico del núcleo y de y LS- pero según Hollomon y Turnbull puede considerarse como una constante igual a IOH (en tanto que el coeficiente 8' I dependiente -además del tamaño crítico del núcleo y de y Ls - del número de átomos superficiales sobre el sustrato, ns _ por unidad de átomos n en el volumen del líquido sería igual a 10l). n,:n). Los valores de DLM y DL son, respectivamente, los coeficientes de difusión a la temperatura termodinámica TE de solidificación y a la temperatura de enfriamiento TI' Para materiales viscosos no metálicos (incluyendo óxidos y polímeros orgánicos) la relación DL I DLM disminuye con la temperatura y puede llegar a ser casi cero para valores muy bajos de TI' En cambio, para líquidos metálicos ese coeficiente es prácticamente constante e igual a l a las temperaturas habituales para operatividad industrial; por eso. la curva de campana de la figura 11. 10 sería válida sólo para líquidos no metálicos (en los que la difusividad está afectada de modo importante por la temperatura TI)' Por tanto para líquidos metálicos la velocidad de nucleación podría indi-
SOLlDlFlCltCION, CINETlCA. DEL CAMBIO DE FASE
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Fil. 11.11. Modelo de crecimiento dend,(n'co
carse de modo simplicado por la expresión: I=IOJJ. exp (-Kte/T¡ .6.T I 2); que por tratarse de una función ex.ponencial es prácticamente igual a cero para subenfriamientos pequeños. Para que pueda tener lugar la nucleación se precisa un enfriamiento crítico .6.Tc ; alcanzando éste, la nucleacion se realiza en forma rápida. Según Turnbull y otros, el enfriamiento crítico .6.Tc para nucleación homogénea en los metales puros, es aproximadamente igual a 0,2 TE (en grados Kelvin). En el caso de la nucleación heterógenea este valor crílico es inferior. 11.3.2. Velocidad de crecimiento de 10$ núcleos
Una vez formado el núcleo, sigue creciendo por adición de átomos del Hquido. Este crecimiento de los núcleos no es isótropo, como podría suponerse, sino direccional. Los metales crecen, preferentemente, según determinadas orientaciones. Por ejemplo en los metales, cllbtCOS -tanto de caras centradas, como centrados en el cuerpo-, la dirección preferencial es <001>; en los t:x.agonales compactos, <0001>. Los núcleos al crecer dan origen a ramificaciones Que justifican el nombre de dendritos (formas arborescentes). Los ejes dendríticos aparecen en fonna de ramas espaciadas; tal espaciamiento se debe a que cada etapa de solidificación desprende calor local e implica una merma, también local, de la sobrefusión (fJ.gura 11.11.). Debido al carácter direccional, no resulta fácil establecer una ley para determinar la velocidad de crecimiento de los núcleos en tres dimensiones; cabe hacer algunas consideraciones similares a las indicadas a propósito de la nucleación: la fuerza Que induce la incorporación de un átomo de
e/ENeJA E INGENIERJA DE MA TliRIALES
90
Fig. tU 1.bis. Crecimiento de un dendrita.
líquido al núcleo sólido existente, es mayor cuanto menor sea TI; a la inversa, la facilidad de difusión de los átomos para llegar hasta un núcleo existente disminuye de manera apreciable en los líquidos no metálicos con la temperatura. En el modelo simplificado de Turnbull se seí'lala que la velocidad de
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91
SOLlDIFICltCION, CINETlCA DEL CAMBIO DE FASE
crecimiento continuo sería G = 13 1
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AT I • en que 13 1 es constante;
D, y OtM los valores antes mencionados; y .ó.T, el subenfriamiento TE - TI' En consecuencia, cabría representar esta velocidad G como se indica en la figura 11.12. En una primera aproximación se podría pensar que el tanto por ciento de líquido solidificado a lo largo del tiempo -función del producto de las velocidades de nucleación y de crecimiento- correspondería a curvas TIT (transfonnación, temperatura, tiempo), "de tipo C", como las indicadas en la figura 11.13. (en la que se sei'lalan los tiempos para solidificar el l ~ Y el 100% • en teóricas solidificaciones isoténnicas). Sin embargo, ese compor· tamiento teÓricamente válido sólo se verifica plenamente en el caso de los líquidos no metálicos. En efecto, en lo que respecta a solidificaciones industriales, las veloci· dades de crecimiento continuo -según el modelo de Turnbull R = 8 2 , .ó.T I -
~. D LM
presentan un comportamiento diverso en los Iiquidos metálicos
(Q aproximadamenle igual a 0L.M) Y en los óxidos o en los polímeros
orgánicos. Ya que para los Iiquidos metálicos la velocidad de crecimiento
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CIENCIA E INGENIERIA DE MA TERlALES
92
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Fig.ll.l4. Solidificacitm de un metal, 33
1. Velocidad de nucleIJción homogénea Vi = 10 . exp (_ K ) 2. Velocidad de crecimiento de los núcleos V2 =K 2 .!:::;r¡ T,.!1T/
continuo podría expresarse por una ecuación R :: Kte . 6Th s610 los líquidos viscosos seguirían una ley de crecimiento continuo en forma de campana. Ese modelo de curvas de transformación del tipo '''C'' -con influencia de la difusividad-, como el de la figura H.13., no sólo es válido para la solidificación de líquidos viscosos, sino también (como se verá más adelante) para el estudio cinético de algunas reacciones que se producen -ya en estado s61ido- en muchas aleaciones que experimentan transformaciones por variación de solubilidad, o por cambio alotrópico de las fases que componen la aleación. Esos modelos de transformación de fase con curvas "c" son aplicables en su totalidad sólo a Jos líquidos sensibles a la disminución de la difusividad con la temperatura. En metales y aleaciones, según se ha expresado, la curva .. c" sólo sería válida en la zona superior al máximo vertical (figuralI.IS.).
93
SOLlDlFICAC/ON, ClNE17CA DEL CAMBIO DE FASE tiempo 0'8 TE
, Fig. 0.15. Solidificación de un metal, CtJrl'a de solidificación isotérmica, 1-1" de metal solidificado. //-100"de metal solidificado.
11.4. SOLIDIFICACION DEL METAL POR ENFRIAMIENTO CONTINUO H.4.1. Curvas de Solidificación
Aceptando como válida la curva de solidificación isoténnica de la fIgUra 11.15., también cabe decir que este esquema es válido para enfriamientos continuos. En la flgura n.16. se presentan los puntos de comienzo de solidificación (M, N, P) y de final de solidificación (M', N', P'), para enfriamientos continuos con distintas velocidades de enfriamiento VI < V1 < V 3 . Los tiempos correspondientes a los puntos M, N, P, (en definitiva a la curva 1"), proporcionan los valores inversós de la velocidad de nucleación para enfriamientos continuos. En lo que se refiere al tamafl.o de grano, -y dado que para velocidades de nucleaci6n grandes la estructura sólida resultante presentará un grano fmo, en razón del elevado número de núcleos-, cabe sefl.alar que las rápidas velocidades de enfriamiento producen granos muy finos, debido al elevado número de núcleos iniciales.
C/ENCJA E INGENIERlA DE MATERIALES
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tiempo
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Fig.II.16. Enfriamiento continuo del metal Uquido
Por otfO lado, hay que destacar que en igualdad de condicionamientos externos (por ejemplo solidificación en coquilla o molde metálico, de igual fanna y tamaño, e idéntico medio refrigerante externo) la solidificación será más lenta cuanto mayor sea la capacidad calorlfica del metal (número de calorías a sustraer paraiogar un descenso de temperatura de }o e). Dado que esa capacidad es una propiedad de cada metal (ver Tabla 11.17 y notar que los valores no guardan relaci6n con la temperatura de fusión), el tamaño de grano de solidificación varía en función del metal de que se trate, o de la composición, en el caso de las aleaciones. Cabe hacer aquí una breve referencia al estado vítreo. Si un líquido metálico es enfriado a velocidad superior a cierto valor crítico -necesario para salvar el máximo vertical o nariz de la curva TrT, y evitar así la nucleación y crecimiento del sólido- se logra un líquido congelado, amorfo, llamado vidrio metálico. Este sólido vítreo pertenece termodinámica y estructuralmente a la fase líquida. Para obtenerlo se requieren altísimas velocidades de enfriamiento del líquido. La mayor parte de los vidrios metálicos se producen a velocidades de enfriamiento superiores a lOS °K!seg. La investigación sobre metales vítreos ha experimentado un notable impulso desde 1975. Este hecho se debe a sus interesantes propiedades mecánicas (alta tenacidad junto a elevada resistencia mecánica), y químicas (resistencia a corrosión). Son excelentes materiales para el estudio de propiedades eléctricas y magnéticas, así como para el análisis de los comportamientos térmico y acústico a muy b~as temperaturas.
95
SOUDlFlCAC/ON, CINETlCA DEL CAMBIO DE FASE
TABLA 11.[7. Calores e~pecíficos de algunos metales
Berilio . Sodio . Magnesio . Aluminio .......•......... Potasio . Silicio . Titanio . Vanadio . Manganeso . Cromo . Hierro . Níquel . o • • • o •• Cobalto ......•.•. . ...•.... Zinc ..•...•.•.•.• Cobre .........•.. . ...•.•. Niobio...... . .......•.... Molibdeno .....•........ Plata . Cadmio ......................•.• Estaño .....................•. Antimonio ........•.•. Tántalo ........•.•.•.•.•.•...•.• Mercurio .........•.•.•...•.•.•.• Platino .........•.•.•.•.•.•.•.•.• Wolframio .........•.•.•.•.•.•.• Plutonio . .•.•.•.• Plomo . Oro . Bismuto . Uranio . .
a 2()()()0 K CaVgr.o C
a 25° C. Cal/gr.o
0,780
0,436 0,293 0,243 0,215 0,180 0,170 0,125 0,116 0,114 0,110 0,108 0,106 0,100
0,320 0,260 0,217 0,188 0,207 0,200 0,224 0,197 0,175 0,164 0,118 0,083 0,089 0,068 0,063 0,058 0,062 0,040 0,043 0,040 0,041 0,033 0,035 0,036 0,048
e
0,093 0,092
0,064 0,060 0,057 0,055 0,054 0,050 0,034 0,033 0,032 0,032 0,032 0,031 0,031 0,030 0,028
Para enfriamientos continuos extraordinariamente lentos, la variación de temperatura en función del tiempo, al procurar la solidificación de un metal puro, sigue, en rigor, una curva como la indicada en la figura 11.17. En efecto, al menos para nucleaciones homogéneas, es necesario descender hasta una temperatura 0'8. TE (ref. 11.3.1). Una vez transcurrido el tiempo necesario para nucleación a esa temperatura (para r· + 1 átomo), los gérmenes formados crecen y van aumentando de tama· ño. Pero, complementariamente, suben de temperatura como resultado del calor latente cedido. A la nueva temperatura, y puesto que su radio supera ya al crítico para esa temperatura. continúan creciendo y cediendo calor latente. Asi, de modo continuo, aumentando de tamaño y subiendo de temperatura, llegan a alcanzar una temperatura asintótica a la TE; no alcanzan plenamente TE pues a esa temperatura siempre deben coexistir termodinámicamente fase sólida y fase líquida y, por tanto, teóricamente, la solidificación debe terminar siempre por debajo de TE'
CIENCIA E INGEN1ERlA DE MA TERIALES
96
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Fig. 11.17. Solidificación de un metal puro. Utilizando los métodos convencionales de análisis térmico, la temperatura de solidificación resulta tan cercana aTE que la curva de enfriamiento (temperatura. tiempo) para solidificación de equilibrio de un metal, sitúa prácticamente su tramo horizontal ---el segmento entre Mo (1% de metal solidificado) y M'o (100% de metal solidificado}- coincidente con TE" Y tampoco llega a señalarse eilramo curvo correspondiente al subenfriamiento inicial necesario (que, para nucleaciones heterogéneas -y la propia pared del molde, contaminantes, vibraciones, etc., suelen facilitarlo-- es notablemente pequeño).
En las páginas que siguen (ver, a modo de ejemplo. figura m.l) emplearemos esa habitual representación experimental de la curva de enfriamiento continuo en la solidificación del metal puro. Tiene, además, la ventaja de ilustrar por igual la solidificación y la fusión (tempe. ratura de solidificación = temperatura de fusión); y pone de manifiesto que la fusión del metal puro sólido no se inicia antes de haber alcanzado, en el calentamiento, la temperatura TE.
11. 4.2. Consideraciones sobre el crecimiento de núcleos con flujo direc-
cional de calor
Las solidificaciones reales no se realizan isotérmicamente, sino con un gradiente de temperatura en el líquido. Supongamos que el metal líquido está contenido en un molde, a través de cuya pared se establece un gradiente real de temperatura como el indicado en la figura n,18.
97
SOLIDIFlCACION, CINETICA DEL CAMBIO DE FASE
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Fil. 11.18. Perfil de temperatura$ en un molde. En ab$ciw: di$tancia a la pared del molde. En ordenadas: temperatura$.
El líquido comprendido entre O y E podrá solidificar puesto que se halla a temperatura inferior a TE. La solidificación se iniciará en la pared 00 1 que, por hallarse a temperatura TI' es la región líquida -con mayor subenfriamiento. En esa pared 00 1 aparecerá un gran número de núcleos, superior al que cabría esperar en razón del enfriamiento, ya que a éste se aflade ordinariamente un efecto de nucleación heterogénea debido a la influencia "soporte" de la pared de la lingotera. Como consecuencia de la fonnación de estos núcleos, la temperatura en 00 1 deja de ser TI y alcanza el valor TE. Al mismo tiempo, el calor latente L desprendido al solidificar será cedido en parte a la lingotera metálica, y en parte al líquido, recalentándolo. Debido a ello el gradiente real de temperatura a ambos lados del metal solidificado quedará en la foOlla indicada en la figura 11.19.; por lo que, entre O y M, el gradiente de temperatura en el líquido es negativo. El subenfriamiento en la intercara líquida es tanto menor (o mayor) cuanto menor (o mayor) sea la fracción del calor latente cedida a través de la pared de la lingotera, según se ilustra gráficamente en las figuras 11.20. y 11.21.
CIENCIA E lNGENJERlA DE AtA TERlALES
98
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Fig.0.19. Gradiente real de
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temperatura
El Modelo 1 (ftgura 11.20.) correspondería a la solidificación del metal en el interior de un molde muy refractario. El crecimiento de los núcleos periféricos hacia E se realizará lentamente debido al pequeño subenfriarniento. Entre tanto. nacerán nuevos núcleos
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--, SOLIDO
LIOUIDO
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/ Fig. UZO. Modelo 1 de e/imjnoción del calor la-
tente de solidificación.
99
SOLlDJFleACION, C1NETleA DEL eAMBIO DE FASE
SOLIDO
g
LIQUIDO
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...!!..._._I ~'----f-
Fig. U21. Modelo 2 de elimimzción del calor ÚItente de SQlidifiaz· ción.
en el interior del líquido comprendido entre O y E, que, por simple obstaculizaciÓn mecánica, Uegarán a frenar el crecimiento de los nÍlcleos periféricos. Si las condiciones reales de solidificación son las que corresponden al Modelo 2 (f¡gura 11.21.): cesión de' calor casi exclusivamente a través del sólido, los núcleos nacidos en la pared crecerán a gran velocidad hacia E sin dar tiempo a la formación de otros núcleos en el interior del líquido comprendido entre O y E.
Fil. fi22. Crecimiento selectillO de granos.
100
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
Los núcleos nacidos -con orientaciones al azar- en la pared tienen tendencia a crecer con mayor rapidez en determinadas direcciones privilegiadas, (según se seftal6 al hablar del crecimiento dendrítico). Por ello, si la orientación preferencial de crecimiento es muy diferente a la de flujo de calor, el grano alargado será rápidamente desbordado por sus vecinos orientados de acuerdo con la dirección elegida. La selección en el crecimiento de los granos queda esquematizada en la ftgura 11.22., que corresponde a un metal cúbico de caras centradas. En ella se muestra que todo grano cuyo eje < 100 > no es ortogonal a las isotermas, tiene un desarrollo limitado. De ahí que el crecimiento de núcleos con cesión del calor latente casi exclusivamente al sólido, no sólo da origen a granos alargados y ortogonales a las isotermas -formando una extructura denominada columnar o basáltica-, sino que además dichos granos presentan una orientación cristalográfica común, que se denomina textura de solidificación.
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ID Aleaciones. Insolubilidad total y solubilidad Este capítulo trata sobre algunos ponnenores relativos a la solidificación de las aleaciones binarias, como introducción al estudio de sus diagramas. Las aleaciones son materiales -con enlace metálico- compuestos por más de un metal. Se denominan aleaciones binarias cuando están fonnadas por dos elementos; ternarias cuando se componen de tres; cuaternarias de
cuatro, etc. Entre los dos metales que componen una aleación sólida binaria puede existir alguna afinidad o ninguna. Las afmidades pueden ser de varios tipos: afmidad intennetálica, afinidad de disolución sólida, etc., siendo posible la simultaneidad de más de uno de los tipos de afmidad. Comenzando por la afmidad de disolución sólida, se dice que dos meta· les en estado sólido son solubles entre sí cuando en la red cristalina de uno de ellos (disolvente) se pueden sustituir algunos de sus átomos, al azar, por átomos de otro metal (soluciones sólidas de sustitución); o bien insertarse algunos átomos extraños en los espacios interat6micos del metal disolvente (soluciones sólidas de inserción). Se considerará en primer lugar (111. 1) el caso de dos metales que, en estado líquido, forman mezcla homogénea, pero que no presentan afinidad de solución solida y son totalmente insolubles entre sí en estado sólido (caso muy poco frecuente). Luego (2) se tratará del otro caso extremo: dos metales que fonnen entre sí solución sólida para cualquier proporción del metal disolvente y del soluto.
11I.1. INSOLUBILIDAD TOTAL ENTRE DOS METALES lA y BI
Cuando A Y B (dos metales, o un metal y un metaloide) son totalmente insolubles entre sí en estado sólido, no cabe inferir que ello excluya nece· sariamente cualquier otro tipo de afinidad entre ambos. Pueden, en efecto, darse elementos que no sean afmes en modo alguno. En otras ocasiones, puede existir entre el metal A y el metal B afinidad, por ejemplo química, en cuyo caso tienden a dar un compuesto intennetálico de composi. ción Ax By; o bien puede existir otro tipo peculiar de afinidad que recibe el nombre de eutéctica. A continuación se considerarán los tres supuestos: en primer lugar lo que ocurre cuando no existe ningún tipo de afinidad entre A y B en estado sólido; después se analizarán esos dos casos de metales insolubles pero afines: con afinidad química, y con afinidad eutéctica.
CIENCIA E INGEN1ERJA DE AlA n."R1ALES
102
111.1.1. Ay B carecen de afinidad entre sí Sean TA Y Ta , respectivamente, las temperaturas de solidificación de A y B (siendo TA mayor que Te). En la f¡gura 111.1. se indican las curvas de solidificación de cada uno de los metales puros A y B. TÓmese como punto de partida un fundido homogéneo de A y B, a tem· peratura superior a TA _ Si se enfría dicho fundido (aleación líquida), cabría esperar que el metal A empezara a solidificar al alcanzar la temperatura
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'" Fig. IIIJ. Dos metales lota/mente insolubles en estado sólido y sin ningún tipo de ajiitidad entre si.
TA ; pero no sucede así. Los átomos de B -que, por agitación ténnica, poseen gran energía cinética- obstaculizan la solidificación de A y ~acen necesario un descenso de temperatura hasta T'A para que el metal A pueda comenzar a solidificar. Cabe también aí'ladir que la acción perturbadora de R en la solidificación de A no se debe sólo a la mayor energía cinética de los átomos de R, sino también al efecto barrera que oponen los átomos de R, para que los átomos de A del líquido (rodeados de átomos de R) se adicionen al sólido A previamente fonnado. Recuérdese a este respecto lo dicho a propósito de la cinética del cambio de fase: el sólido A crecerá a expensas del líquido, siempre que a través de la intercara sólido/líquido, por unidad de tiempo, pasen más átomos de A del líquido al sólido que del sólido al líquido.
lNSOLUB1UDA-D TOTAL Y SOLUBIUDAD
103
Esa temperatura TA, es tanto menor cuanto mayOr sea la proporción de átomos de B en el líquido. De acuerdo a loexpuesto,es lógico que así sea, debido a que la solidificación de A no podrá iniciarse hasta tanto la energfade enlace atómico entre átomos de A contrarreste no sólo la repulsión de estos átomos entre sí (debida a su propia energía cinética), sin,? también la perturbación producida por los átomos de B. La solidificación (tal como se ilustra a la derecha de la figura 111.1. en 11 (a) se iniciará con la formación de algunos cristales de metal A puro (ya que, por no existir afinidad entre A y B en estado sólido, ningún átomo de B será retenido en la red de A). El liquido restante, enriquecido en B respecto a su composición inicial, exigirá un nuevo descenso de temperatura para que la solidificación pueda proseguir (por atracción hacia el sólido ya formado, de nuevos átomos de A existentes en el Jrquido: succión que será tanto más enérgica cuanto más bfija sea la temperatura). Si el descenso de temperatura se realiza de modo continuo y lento (en equilibrio) aumenta la cantidad de metal A solidificado, hasta que el líquido residual contenga sólo átomos de B. El descenso de la temperatura debe ser lento para que el líquido (antes de continuar el enfriamiento) sea perfectamente homogéneo a cada temperatura. La inhomogeneidad es debida a que la intercara, entre el sólido A formado a esa temperatura y el líquido, es más rica en átomos de B que el resto del líquido. Se requiere, por tanto, un estacionamiento a cada temperatura para posibilitar -por difusión- la unjfonnidad de átomos de B en todos los puntos del líquido (en definitiva, la curva envuelve un conjunto de escalones isotermos correspondientes a cada descenso infinitesimal de temperatura). Al llegar, en el descenso, a la temperatura TB se inicia la solidificación de B en fonna de cristales que, solidificados a esa temperatura constante, constituyen una especie de matriz en la que se hallan dispersos los granos de metal A (collSliluyenle disper~()J Además de la curva de solidificación del fundido considerado, en la figura 111.\. (111) puede verse la morfologfa microscópica de la aleación una vez solidificada: granos de A dispersos o embebidos en un continuo formado por granos de B (constituyente matriz). Si en lugar de la aleación considerada se tratara de otra con mayor contenido en B, la solidificación de A comenzaría a una temperatura más baja que T' A, peco su solidificación -en las condiciones adecuadas- concluiría igualmente a la temperatura T B' Obtenidas las curvas de solidificación de equilibrio de todas las posibles aleaciones de composición intermedia entre 100S de A y 100S de B, puede reunirse en un solo diagrama la infonnación relativa a las temperaturas de comienzo y final de solidificación de todas las aleaciones posibles de A y B. En la fIgUra 111.2. se indican las curvas de solidificación de las distintas aleaciones de Germanio (A) e Indio (B).
104
CIENCIA. E INGENIERlA DE MATERIALES
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O'I.a.
Fi¡. DI2. Diagrama de ifIJoiubtlidad total.
En el diagrama de la fIgura 111.2. se seflalan en abscisas las concentraciones de A y B conespondientes a cada aleación, y en ordenadas las temperaturas de principio y fmal de solidificación de cada una de estas aJeaciones. Es oportuno advertir que la insolubilidad total en un sistema binario no suele ser frecuente. 111.1.2. A Y B 10m.. un compuesto intermetillico de composición
estequiométrica A,c Ilv· Se denominan intennetálicos aquellos compuestos que, adem1s de enlace metálico, presentan también otros tipos de enlace; para distinguirlos de los compuestos químicos que SÓlo tienen enlaces no metálicos. Cuando entre dos elementos existe afmidad química para fonnar un compuesto sólido Ax By, la red cristalina del compuesto e suele ser dis-tinta de la red de A y de la red de B, y más estable que éstas. Esto se debe a que la agrupación de átomos de A y B obedece a una atracciÓn entre ambos, -enlace iónico, enlace covalente, etc.- superior a la energía de enlace de los átomos de A entre sí y de B entre sí. En primer lugar se considerará que la aleación líquida corresponde a la composición estequiométrica Ax By. Después se analizará la solidificación de una aleación con exceso de uno de los componentes.
1l1.1.2.1. La aleación liquida tiene exactamente la composición Ax By En estado líquido, los átomos de A y B esttn libremente entremezclados en tanto su energía cinética -función de la temperatura- sea superior a la afmidad de tipo químico que tiende a reagruparlos en la red sólida característica del compuesto.
lNSOLUBUIDAD TOTItL Y SOLUBILIDAD
105
La solidificación se inicia cuando se ha disminuido suficientemente la temperatura hasta equilibrar la energía cinética de los átomos (repulsión) con las fuerzas de atracción (afinidad química) que tienden a reagruparlos en forma de red sólida del compuesto, Dado que la atracción entre los átomos de A y I:J es superior a la energfa de enlace de cada elemento, esa temperatura (Te) de solidificaciÓn o fusión del compuesto es más elevada que T A y T B . Cuando se ha llegado a la temperatura Te, la primera fracción que solidifica deja al lfquido con la misma proporci6n de áto:nos de A y B (X:Y) que había en el líquido inicial. Y por ello la solidificación proseguirá a temperatura constante, dando una estructura constituida por granos del compuesto intermelálico C (formados por un proceso de nucleación y crecí· miento análugo al de la solidificación de un metal puro). En la figura 111.3. se esquematizan. a la izquierda. las curvas de solidifi· cación de cada uno de los metales puros componentes (o metal y meta· lcide) A y B; a la derecha se indica la curva de solidificación del compues· to e (Ax B, l.
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Fi¡.1II3,
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("l/n'Q de solidificación de
UII
l/J.! .2.1. La aleación liquida tiellt'
compuesto Ax By
1111
('xceso de dtomas de A respecto a la
composición eHeqlliom(;trica A x By(siel/doTA
> TB )
Su solidifkación es similar a la de dos melales insolubles A y e (siendo C. en c:ste caso. el compuesto intermetálico Ax By), Según se ilustra en la figura lIlA .. la soliJificación d~l compuesto e se inicia a una temperatura inferior a Te (Te es tanto menor cuanlO mayor sea el exceso de álOmas de Al. El líquido restante -enriqul'cido en A respecto a su composición inicial- requerirá un nuevo descenso de temperatura para que, disminuyendo la energía cinética d~ los átomos de A en d líquido (y, en consecuencia. su acción perturbadoral. la solidificación de e pueda proseguir. La solidificación de e tiene lugar en un interyalo de temperatura hasta alcanlar la telllp~ralura T",: momento en que el Hquido residual, compuesto sólo de átomos de A, solidifica libremente a temperatura constante como lo hacen los metares puros. La aleación solidificada estará constituida por
Te
OENC/A. E lNGEN1ERIA DE .u.... TERlALES
106
los granos de e solidificados en primer ténnino (constituyente primario), contorneados por una matriz de granos de A solidificados a la temperatura TA_ Si la aleación líquida hubiera tenido un exceso de átomos de B respecto a la proporción estequiométrica Ax By. los resultado,s hubieran sido análogos: bastaría poner B donde se decía A. La aleación iniciará su solidificaciÓn -con fonnaci6n de granos del compuesto químico C- a una tempe-
, ...,-------::CCT-=--=-,--, 11/
1
'. Fig. m.4. SolidiJicaciOll dl' /11/ compllesto A... B,
con acc$O de A'.
ralura inferior a Te: I:I solidificación de e st' ft':lliZJrá 1;"11 un intervalo de temperatura que finaliza a la temperatura TIl . obtcni¿ndose un3 estructura micrográfica constituida por granos dI:' e (constitl1yt'nll,' primario y disperso), embebidos en un constillly~nh.' 1l1:.llri7. inté'.\!rJdo por granos de B. En la figura 11I.5. se rt"cog{'n. (omo é'jt"lllplo. las curvas de solidificación (temperatura-tiempo) lit" diversas al....u::ion...s formadas por Galio y Arsénico. Estas aleaciones p~rtenccen al l:aso l::onsidl'rado. ya Que los elementos son insolubles entré' sí. y fornlan un l:ompllt'sto inh:rnlt'tálico de composición 50% Coa y 50~ As. En IJ zona (,.'l'nfrallk la IIgur::l se indica el diagrama de solidificación dl' esté' sistc-ma hinario: l'll ¡lhsl'isas $l.' sitúa la composición de cada aleación: en onknadas las 11'lIlpl'ratur¡IS dt' principio y final de solidificación para cada una de las cOlllposil:ionl's consid('radas, TG.G.
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lNSOLUBlUDAD TOTAL Y SOLUBlUDAD
107
lólese que por l,;alentamiento lento (de equilibrio) las aleaciones sOlidas de t.:OlIlposlóún en (;a !>upcrior a 50". empiezan a fundir desde 29,5° C; mientras qUl; l,;ualquier aleaóún de l,;lnnpo!'>ición inferior a 50" Ca perma· nCl,;cr:i súlida en tanto ne)!'>e akanl,;c pllr lo meno... )SIO° C. L¡ naturalet:a del c.;on!>tiluyentl.: rn¡llriz dtlcrmina siempre el comportaIllientu lérmico lh.: 1<, illeat:iún e indu!>fJ, en buena mc¡Jida, sus propiedades llleC¡'lllic (en lrau.:i{¡n. por ejemplo. las defr)rma.:ione!'> ...c iniciarán en el t:o/lslilllYl:nll: lIJalri/. que es quien absorbe en primer lugar el esfuerzo rlll.;t:;Ínit:cIJ. ('Iaro c!>l:í que ... j la canlidad lh.: t:ompue . . to químico primario fuera tan ¡.:rand..: quc lo'i grano!> de (' t:ntrar;u) en l.:ontacto entre sí y el exceso de 1I1l"tal B l...olitlillt:atlo ;1 la temperatura "11' hubiera de solidificar en huecos intcrdcndrítil,;lI!> ai... lado.... desde el punto de vi!'>ta de comportamientos a c!>ful·rzo.. . I!lct:;inil.:o.. . habría que uenominar con propiedad constituyente lll¡¡tri/. al l,;ol11pue!>ll) (. (...i hjl.:n la alcilciún, en el calentamiento, comenzaria a fundir "iclllprc al aJeant:ar la tl.:mperatura T H,.
111.1.3. A V B -no afines en estado sólido- presentan afinidad eutéctica
Dos I11clak:s ¡\ y B sin afinidad alguna en estado sólido (que en consecuencia, solil!ificarán por separadu). se dice que tienen afinidad eUlécrica. si tienden a formar un "compuesto liquido" de composición Ax By, estable en estado líquido hasta temperaturas inferiores a T A y T B (termodinámicamcnte puede decirse que el eutéctico es un compuesto químico fracasado). Como ilustración analógica de la afinid~d eutéctica, es oportuno recordar un hecho experimental muy conocido. En invierno suele ser habitual depositar CINa en las carreteras heladas a fin de licuar la capa de hielo. Estos dos sólidos en contacto -hielo y C1Na- se licuan a la temperatura del hielo. y pueden permanecer en estado líquido, incluso 'por deb;ijo de O°c. En concreto, si la proporción en peso es 23,5% de CINa y el 76,5% de hielo. el líquido resiste sin que solidifique ninguno de los componentes hasta _22 0 e (a esta temperatura solidificaría en fonna de finas partículas yuxtapuestas de sal y hielo). Este fenómeno se explica porque entre el hielo y el CINa hay afinidad eutécrica. que tiende a constituir un I(quido de composición estequiométrica entre ambos. La denominación "eutéctica" (del griego "funde bien") indica que la temperatura de fusión del eutéctico solidificado es inferior a la de sus com· ponentes. Con respecto a la solidificación de los líquidos eutécticos se considerará, como en los compuestos intermetáLicos, primero, que la aleación líquida compuesta por A y B tiene exactamente la composición Ax By. A posteriori se 3nalizan1 la solidificación de las aleaciones con exceso de uno de los componentes.
CIENCIA E INGENIERlA DE MA. TERlALES
108
Siendo TA Y Ta • respectivamente, las temperaturas de solidificación del metal A puro y del metal B puro, y teniendo la mezcla líquida exactamente la proporción Ax By, suponiendo que TA > T a • si desciende la temperatUfa hasta TA , los átomos de A no llegarán a solidificar, pues la afinidad eutéctica induce a que, en el líquido, la proporción siga siendo de X átomos de A e Y átomos de B. Por consiguiente, nada de líquido A solidificará hasta tanto no pueda solidificar también B. Pero tampoco se inicia la solidi· ficación al alcanzar la temperatura Ta_ La afinidad eutéctica induce a mantener en estado líquido los átomos de A y B; Y en ese sentido habría Que encuadrarla entre las fuerzas de repulsión, que se oponen a las fuerzas de atracción debidas al enlace metálico. La solidificación sólo se iniciará cuando se igualen las fuerzas de atracción (debidas al enlace metálico de los átomos de cada elemento entre sO, y las de repulsión (agitación ténnica debida a la energía cinética de los átomos, tanto de A como de B, en estado líquido, más la energía de afinidad eutéctica que impone la proporción X/V entre los átomos de A y B en estado líquido). La solidificación se inicia a una temperatura TE inferior tanto a TA como a Ta , en la que se equilibra el balance entre fuerzas de atracción y repulsión. Es decir, a una temperatura en que las fuerzas de enlace metálico puedan neutralizar también la afmidad eutéctica del líquido. Puesto que a TE el metal A se halla en estado líquido, pero notablemente subenfriado respecto a la teórica temperatura de solidificación TA , en primer lugar comienzan a solidificar, al alcanzarse TE, algunos átomos de A, con gran velocidad de nucleación y tendiendo, por tanto, a dar 'una estructura muy fma. Pero de inmediato y puesto que en el líquido la proporción de A y B debe seguir siendo X/Y, solidifican también átomos de B próximos, en cantidad proporcional a los de A ya solidificados (Y átomos de B por cada X átomos de A).
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1 'A
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-'--------.- - -1I1
Fig. m.6. Curva de solidificación de ulla eutécrica
lNSOLUB1UDAD TOTAL Y SOLUB1UDAD
109
Dado que las condiciones para la solidificación del líquido restante a la temperatura TE son idénticas a las iniciales, proseguirá la solidificación a temperatura constante como se indica a la derecha de la f¡gura IIL6. El resultado a escala microscópica es una mezcla de finos cristales de A puro y B puro (cada uno con su red cristalina peculiar propia), íntimamente entremezclados, que dan un agregado complejo de ambos metales (láminas a modo de "sandwich", o glóbulos de A contorneados por B, O agujas de uno y otro metal, etc.) que recibe el nombre de estructura eutéctica.
¡lI.l.3.]. La aleación liquida tiene un exceso de metal respecto a la proporción eutéctjca En el caso de una aleación líquida con exceso de A, su solidificación es análoga a la de dos metales insolubles A y E (donde E sería el sólido eutéctico). Según se ilustra en la figura III.7. la solidificación se inicia a tempe~ ratura T A, menor que TA y tanto más próxima a ella cuanto mayor sea el exceso de A que tenga la aleación, con formación de granos de A. El proceso continúa con formación de más cantidad de A sólido cuando desciende la temperatura. Al ir solidificando A, el líquido residual se enriquece en B, y se va aproximando a la composición eutéctica. Una vez alcanzada la proporción Ax By el líquido solidificará -a la temperatura constante TE cuando el enfriamiento llegue a este valor- a modo de matriz en la que quedan embebidos los granos de A solidificados previamente (en el intervalo de temperaturas T A - T t:J como se indica en el modelo (IIl) de la figura 111.7. Si la composición de la aleación líquida hubiera tenido un exceso de B respecto a la proporción Ax By, los resultados hubieran sido análogos. Empezaría solidificando B a una temperatura TÉ! < TB; la solidificación del exceso de B tendría lugar en el intervalo de temperaturas entre TB y TE
III
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" Flg. 10.7. Solidificación de una euttetjca (con metal A en exceso)
~Iomo. A :> X 'lomo. B =Y
110
CIEh'CIIt E INGENIERlA DE MATERIALES
y. frnalmente, se obtendría un sólido cuya estructura micrográfica estaría constituida por granos de B (que sería en este caso el constituyente primario y disperso) embebidos en un constituyente matriz eutéctico faonado por finos cristales yuxtapuestos de A y B. En la figura 111.8. se indica, como ejemplo, el diagrama de solidificación del sistema foonado por dos elementos Au·Si que cumplen la condición de ser dos metales insolubles en estado sólido, pero con afinidad para dar una eutéctica de composición atómica 70% de oro y 30% de silicio.
•
O'I·Au 100"1.5;
'''''
Fil_ m.s. Sistema AuSi
Nótese que, aún siendo las temperaturas de fusión del oro y del silicio 1063 0 e y 14040 e, respectivamente, cualquier aleación sólida del sistema faonado por estos metales al ser calentada empezaría a fundir al alcanzarse los 3700 y. en consecuencia. sería inservible como material sólido estruc· tural por encima de esa temperatura. Cabe senalar -como se hizo a propósito de los compuestos intennetáIicos- que las aleaciones próximas a IOO~ de A (o bien a lOO~ de B) dan una cantidad tan notable de constituyente primario A (o B) que sus granos entrarán en contacto antes que solidifique el líquido eutéctico, por lo que éste pierde su carácter de constituyente matriz continuo (al solidificar aisladamente en los huecos interdendríticos dejados por el constituyente primario solidificado con anterioridad). Desde un punto de vista ténnico, son también inservibles como materiales sólidos si han de trabajar a temperaturas superiores a la eutéctica.
111.2. SOLUBILIDAD
111.2.1. Soluciones sólidas de sustitución Como ya se ha dicho, las soluciones sólidas de sustitución se caracterizan porque los átomos de soluto se sustituyen en los nudos de la red en posiciones al azar; y porque el enlace que mantiene en cohesión a los átomos
,_o
INSOLUBILIDAD TOTAL y SOLUBILIDAD
111
es de tipo metálico (de lo contrario, no se trataría de soluciones sólidas, sino de compuestos qufmicos intermetálicos). Para que dos metales, A y B, sean solubles entre sí en estado sólido,i1imitada o totalmente, es decir, cualquiera que sea la propoci6n A y B, se requieren varias condiciones: a. En primer lugar, es preciso que ambos metales cristalicen en el mismo sistema. De otro modo, la solubilidad será, en el mejor de los casos, s610 parcial. Si el metal A, por ejemplo, cristaliza en el sistema cúbico de caras centradas y el metal B en el tetragonal, también existe la posibilidad de cierta solución de átomos a en la red cristalina de A (soluci6n sólida alfa, de igual red que A), pero sólo hasta una cierta cantidad de a. A la inversa, si el metal disolvente es el a, podrían entrar en disolución sólida (soluci6n sólida beta) algunos átomos de A, pero sólo hasta una determinada propor· ci6n. Los límites de solubilidad de B en A y de A en B, que reciben el nombre de límites de saturación, en general serán distintos. b. Una segunda condición para que A y B formen solución sólida ilimi· tada o total, es que ambos tengan igual valencia. Puesto que el enlace en las soluciones sólidas es de tipo metálico, el número de electrones cedido a la nube por cada uno de los átomos A y B debe ser igual (dicho de otro modo, significa que ambos deben tener la misma valencia). Si se provoca la sustitución de un metal por otro de valencia diferente, la nube electrónica pierde estabilidad a medida que aumenta la proporción de soluto, y se llega a un punto de inestabilidad termodinámica que hace imposible la solución sólida; a partir de esa proporción se fonnan otros compuestos de menor energía (por ejemplo, compuestos electrónicos). c. Otra condición para la solubilidad total en estado sólido es que ambos elementos tengan el mismo carácter electroquímico. Dos metales con mar· cadas diferencias de carácter electroquímico tienden a dar compuestos intennetálicos, pero no soluciones sólidas (en la Tabla 1.1. pueden verse las electronegatividades relativas de los metales). d. También se requieren algunas condiciones relativas a las diferencias de tamaño. Para poder formar soluciones sólidas ilimitadas o totales, los diámetros atómicos de los metales no deben diferir en ± IS5ti. De la Tabla 1.10. puede obtenerse una orientación, de tipo negativo. sobre los metales que no forman soluciones sólidas totales.
111.2.2. Soluciones sólidas de inserción Cuando la diversidad de tamai'los es muy grande pueden formarse soluciones sólidas de inserción: el soluto, de pequei'lo diámetro, se inserta al azar en los huecos o espacios interatómicos del metal disolvente.
112
CIENCIA E INGEN1ERIA DE MATERIALES
··__ ···_····0 o
Disolvente
•
Atomos Insertados
Fig. I1I,'9. Inserción octaédrica en el sistema cúbico centrado en lIls caras.
La magnitud del hueco interat6mico en que puede insertarse el átomo de saluto depende, en gran medida, del sistema cristalino del metal disolvente. Así, para el sistema cúbico centrado en las caras, si la inserción se realiza en el centro de la arista o en el centro del cubo (que son posiciones equivalentes) la relación de diámetros entre saluto y disolvente es 0,414 (in· sección octaédrica en el sistema cúbico centrado en las caras, Figura 111.9.). Si la inserción tiene lugar en el centro del tetraedro seftalado en la figura IH.IO. la relación de diámetros es 0,225. Dada la analogía entre los sistemas cúbico centrado en las caras y exago· nal compacto, las relaciones para inserción octaédrica y tetraédrica son también 0,414 y 0,225. En la inserción octaédrica el átomo de soluto se localiza en el centro de un octaedro, cuyo lado es el diámetro del átomo disolvente; y en la inserci6n tetraédrica el soluto se sitúa en el centro de un tetraedro regular, cuyo lado tiene por longitud el diámetro del disolvente (como se indica en la f1gu ra 111. l l ). En el sistema cúbico centrado en el cuerpo las relaciones para inserción octaédrica y tetraédrica son, respectivamente, 0,154 Y 0,291. (Figuras 111. 12. Y 111.13.).
(XX) I •
I
Fig.III.10. Inserción tetraédrica en el sistema cUbico centrado en/as caras.
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2(~·'!I).2
4 's:sV2
} ',1 's:O.225
INSOLUBILIDAD TOTAL Y SOLUBIUDAD
113
SISTEMA HUl:AGONAL
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Fig. ill.11. Inserciones tetraédrica y octaédrica en el sistema exagonal
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Fig. m.12. Inserr::ión octaédrica en el sistema cúbico centrado en el cuerpo.
114
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
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Inserción tetraédriea en el sistema cúbico centrado en el cuerpo
Según se ha indicado, las soluciones sólidas de inserción s610 pueden fonnarse entre un metal y un elemento soluto -habitualmente no metálico- de pequei'ío diámetro; y que, en general, suele ser el Carbono (diámetro atómico 1,544 AO), el Nitrógeno (diámetro atómico 1,06 AO), el Hidrógeno o el Oxígeno. La inserción produce una distorsión en la red del disolvente, ya que las relaciones entre diámetros reales son mayores que los huecos del cristal. Por esto, y por las diferencias de valencia, las soluciones sólidas de inserción son siempre de solubilidad limitada.
111.2.3. Solubilidad total y parcial Resumiendo lo dicho anteriormente, para que dos metales A y B puedan formar solución total en estado sólido es (,Ondición necesaria, aunque no suficiente, que cristalicen en el mismo sistema, tengan el mismo diámetro atómico, igual valencia y análogo carácter electroquímico. Claro está que si un metal puede cristalizar en más de un sistema, en función de la temperatura, el cambio de sistema cristalino irá acompañado también de varia~ ción en su aptitud disolvente. No es frecuente que dos metales reúnan todas las condiciones necesarias para formar solución sólida total. A título de ejemplo puede citarse, entre las aleaciones industriales, el sistema Cobre·Níquel: ambos metales pueden formar solución sólida ilimitada o total. El Cobre puede fonnar también solución sólida total con el Oro. A su vez, la Plata y el Oro pueden formar entre sí soluciones sólidas totales. Pero la mayor parte de los metales forman entre sí soluciones sólidas limitadas. El Aluminio, por ejemplo, -segundo metal en importancia por consumo mundial después del Hierro y sus aleaciones~ no forma solución sólida total con ninguno de los metales. Y lo mismo cabe decir con respecto a todos los demás. En la Tabla IlI.14. se indican los límites de solubilidad, según varios autores, para aleaciones binarias de algunos metales industriales; se señalan
~ g
TABLA m,14. AlgulUlS wlucionf$ sólidas binaria5limitadas en melales industriales Metal disolvente
SolulO
Al
Si Mg Cn ln Mn Sn O
Cn " "
P
Cd C, Jk
" " " " ln
l'b
,.
Ni ",. Sn
Si ln Sn Al Pb
Sn Al Cn Mg Sn Sb S
C C, Pb
LIMITES DE SOLUBILIDAD (porcentaje en peso de soluto en la red del disolvente)
¡¡ ~
~
Determinado por:
1,65%a 577° C ( 0,01" a 200° C) por plfrdida de solubilidad precipita el Si L. A. WiIley 14,9% a 451° C ( 0,8" a 100° C) L. A. WiIley L. A. WiIley 5,65%a 548° e ( 0,2% a 2Uúo C) 82,-%a 382°e (31,6" a 275°;4,4% a 100°C) L.A.WiIley 1,82% a 659° e (0,4% a 500° C) L. A. WiIley O,IO"a 600° e ( 0,06" a 500°C) L. A. WiIley
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TABLA 01.14. (Continuación)
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Algunas soluciones sólidas binarias limitadas en metales industriales Metal LIMITES DE SOLUBILIDAD disolvente Soluto (Porcentaje en peso de soJuto en la red del disolvente)
~:"yC~~
H
C N S
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Mn
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W V
Ti Al H
C N S V
C, Mo W
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Ti
Co Al Si
Mn Ni
0,0009% a 1394°C (0,0004% a 912° C) 2,1l%a 1148°C (0,77% a 727° C) 0 0 2,8% a 650 C ( 2,35% a 590 C) 0 0 0,065%93. 1370 C (0,Dl09lo. 914 C) 100,-% a 1200° C 100,-% a 1300° C 100,-% a 1300° C 12,-" a 1l300 e (7,-% a830°C) 2,5 % a 1150° e (disminuyendo hasta 910°) 3,5% allOOoC ( "" ) 1,4%aI154°C(" "") 0,7% a 1175° C ( " "" ) 0,625%a 1150°C ( " ) " " 0,0003%a 910° e (0,0001 % a 100° C) 0,0218%a 727° C (0,005% a 575° C) 0,095% a 585° e (0,05% a 500° C) 0,020% a 914° C 100,- % a 14000 C 100,- % a i400 0 e 0 30,- % a 1400 C (10,-% a 9100 C) 35,5% a 1554° e ( 6,-% a 888° e) 9,-% a 1291° C ( 2,2% a 800° Cl 75,-% a 770 0 C 0 0 36,-% a 1094 C (33,3% a 100 C) 10,9% a 1275°( 3,5% aSOO°C) 3,-% a 700'" C 7.-% a 500° C
Detenninado por: C. A. Zapffe J. Chipmann D. T. Hawkings J. Chipmann M. J. Roberts J. L. Goldstein T. E. Tomk Murao D. T. Hawkings E. T. Stepheson E. e. Omn P. K. Rohatri L. A. Willey C. A. Zapfre J. Chipmann Fast & Verrijp J. Chipmann E. C. Oren M. V. Rao D. T. Hawkings E. T. Stepheson P. K. Rohatgi T. E. Torok L. A. WilIcy Kubaschewski M. C. Roberts K. I. Golstein
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INSOLUB1UDAD TOTAL Y SOLUB1UDAD
117
también las temperaturas de saturación. Por deblijo de esas temperaturas la solubilidad en el metal disolvente es menor. La temperatura es, en efecto, un factor importante en la solubilidad par· cial de dos metales: a un aumento de temperatura corresponde un crecimiento del parámetro de la red. Por eso dos metales parcialmente solubles, con un límite de saturación para una temperatura detenninada, experimentan al descender ésta una disminución en sus solubilidades relativas.
111.2.4. Diagrama de equilibrio de solubilidad total En lo que se refiere a la solidificación de aleaciones binarias de solución sólida total, supóngase la formada por dos metales A y B de puntos de fusión respectivos TAo y TB (TA, > TB ). En la f¡gura 111.15. se indica la curva de solidificación y enfriamiento de una aleación líquida compuesta por 60" de Ni (metal A) y 40% de Cu (metal B), que al solidificar darán soluciÓn sólida. Durante la solidificación los átomos de B entran en la red cristalina de A a temperaturas superiores a TB , ya que entre A y B existe una afinidad de solución que tiende a apresar átomos de B en la red de A. La solidificación de una solución sólida se inicia a una temperatura Ts tanto más baja cuanto mayor sea la proporción de átomos de B que presenta inicialmente el líquido. El primer sólido formado es más rico en metal A que la composición promedio del líquido. En efecto, a la temperatura Ts se fuan en el sólido 6O'I,N;
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'lO"J;Cu
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.....
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, 1280'
40'I.Cu
IIClUIdo!
33·I.Cu
SO·I. NI 5O'1.Cu
Fig. I1US. Solidificación. en equilibrio. de la aleación 60" Ni. 40" Cu.
CIENCIA E lNGENIERlA DE MA TEIUALES
"8
un número de átomos de B menor que el promedio -40% Cu-, ya que a dicha temperatura los átomos de B en el liquido están a temperatura superior a TB ; consiguientemente la inteccara sólido-I(quido queda enriquecida en átomos de B; por lo que -teniendo en cuenta la perturbación producida por los átomos de B en la solidificación de A- será necesario disminuir la temperatura para que la aleación continúe solidificando. La aleación acabará de solidificar cuando todos los átomos de B se hayan incorporado al sólido; esto ocurre (por la afmidad de solución existente entre B y A) por encima de la temperatura TB • El curso descrito es válido tanto si se trata de dos metales que forman solución sólida total, como si se trata de una solución sólida no total cuya composición en B sea inferior al límite de saturación. Se dice que la solidificación es de equilibrio cuando, para cada temperatura, el sólido tiene en todos los puntos la misma composición química Cs, y el líquido también tiene una composición química el unifonne en todos los puntos. A una temperatura TI la composición unifonne del sólido Cs. será diferente de la composición uniforme del sólido -Csl- para otra temperatura inferior (T1 ). Lo mismo cabe decir respecto al líquido. Para que la solidificación se realice en condiciones de equilibrio, las velocidades de enfriamiento deben ser lentas, a fin de permitir que en cada momento (antes de descender a una temperatura inferior) se uniformice la composición del sólido por difusión de átomos de B hacia el interior, y se permita igualmente la uniformidad del1íquido. Aunque en la práctica no se consigue la completa homogeneidad del sólido a cada temperatwa, es interesante el estudio de esta teórica solidificación de equilibrio. En la figura 111.16. se representan las diversas curvas de solidificación y enfriamiento de equilibrio, obtenidas para aleaciones Cu-Ni de composiciones variables desde l ~ Ni hasta 100" Cu. Se indica también el diagra· ma de solidificación obtenido, situando en abscisas la concentración de cada aleación, y en ordenadas las temperaturas de principio y fm de solidi· 1OO'Uli
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25
fig. 1ll.l6. Solución sólida de sustituciÓn ilimitatirJ (Ni.cu)
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50 50
INSOLUBIUDAD TOTAL y SOLUBIUDAD
119
ficación (por ejemplo para 60" Ni Y 40" Cu, dichas temperaturas son, respectivamente, 1340 oC y 1280 oC). Con referencia a la aleación 60% Ni Y 40% Cu, puede verse que, a temperaturas comprendidas entre 1340 Oc y 1280 oC, parte de la aleaciÓn ha solidificado y parte permanece en fonna de líquido. Para una cierta temperatura intermedia (por ejemplo 1320° C) la composiciÓn media de las fases sólida y líquida en equilibrio a dicha temperatura, serán 67% Ni y 33% Cu para la fase sólida y 50% Ni, 50% Cu para la fase líquida. En efecto, la composición media del sólido no puede presentar un contenido de Ni superior al 67": todas las aleaciones de composición media su· perior a 67" i, se hallan en estado s6lido por encima de 1320 oC; pero en contacto con el líquido se advierte, sin embargo, la posibilidad de que áto· mos de Cu del líquido sigan pasando al sólido hasta una composición media uniforme del sólido del 67" de Ni. El sólido no puede tener un contenido en Ni inferior a 67%, pues a 1320° fundiría parcialmente. Por otra parte, la fase Hquida en equilibrio con fase sólida, no puede tener a 1320 oC una composición en Ni inferior a 50", porque parte de los átomos Ni del sÓlido pasarían al líquido para enriquecerlo; ya que en el líquido a 1320 oC pueden existir hasta 50" átomos de Ni, como se advierte en la corres-
I
-------"-,
•
•
m
•
Fig. 10.17. Diagrama de equilibrio de solubilidad total
INSOLUBJUDAD TOTAL Y SOLUBIUDAD
120
pendiente curva de solidificación. La fase líquida tampoco puede tener más de 5o" Ni porque solidificarla parcialmente por razones análogas. Por consiJwiente. las composiciones de la fase sólida y Ifquida en equilibrio (el equilibrio es dinámico) a 1320 oC serán, respectivamente, las correspondientes a la aleación cuya solidificación acaba a 1320 oC y a la aleación cuya solidificaciÓn se inicia a 1320 oC. Ceneralizando, se puede decir que para una aleación de composición ro". las composiciones de la fase sólida en equilibrio con la fase liquida para una cierta temperatura TI. son las que corresponden a las intersecciones con las líneas del soLidus y delliquidus del diagrama de equilibrio, cuan~ do se traza la horizontal correspondiente a la temperatura TI (regla de la horizontal).
Del diagrama de la ftgura 111.17. pueden deducirse también las proporciones de fase sólida de composición s~ y fase líquida de composición 1% a dicha temperatura. Si se llama PI al peso total del sólido a dicha temperatura, P, al del líquido y Pr al peso total de la aleación, se verificará:
PI + P, =PT PI . s + P,I = PT . m siendo esta última expresión el resultado de igualar los porcentajes de átomos B.
,
." Fig. ID.lS. Coeficiente de reparto
e,
es
'1.8
INSOLUBILIDAD TOTAL Y SOLUBILIDAD
121
De las dos igualdades anteriores, se deduce la llamada regla de los segmentos inversos, expresada por la relación:
PI
l-m
Análogamente pueden deducirse los porcentajes de aleación solidificada con relación al total, y de aleación líquida con relación al total:
iL_ liñ . .!2. PT
-
]S
ros
'I'r - Ts
En un diagrama de solubilidad se denomina coeficiente de reparto K a la relación entre concentraciones del sólido y del líquido:
Cs CL
K =-
siendo K mayor o menor que uno según la forma del diagrama (ver figura III.18.). Si las líneas del líquido y sólido son rectas en un intervalo de temperatura -y ello puede admitirse, sin gran error, cuando las composiciones son próximas a 100% de A- el coeficiente de reparto es constante en dicho intervalo, como se deduce por consideración geométrica. Aunque el diagrama característico es el de la figura lIl.17., también corresponde a solubilidad total, el diagrama de la figura III.19. Como regla general, se puede decir que cuando en un diagrama hay -del lado correspondiente a 100% A o 100% B- un tramo de la curva del sólido continua y
,
"'" 'o
Fig. m.19. 100'/. A
M"
Diagrama de solubi-
lidad total
Cu-Mn
CIENCIA E INGEN1ERlA DE MA TERlALES
122
,
,
, I
.. ... Fig. Dl20.
I
.. ..,
,,I ,, I
Los puntos anguloso! en
lo [(nea del sólido indio can 1(miles de solubili·
100'/.9
dad
derivable (es decir, sin puntos angulosos) en toda su trayectoria, dicho tramo corresponde a una misma solución sólida. En el diagrama de la f¡gura 111.20. los dos tramos Que aparecen corresponderían a dos soluciones sólidas alfa y beta distintas. En la solución beta, el metal disolvente sería B (cuya red cristalina es distinta de la red cristalina de Aj.
BmLlOGRAFÍA A. S. M.- "Mctallogmh Struclures and Phase Diagrams".- Metals Park Ohio-American Socicly for Metals (1973). Calvo Rodes. R.- "Metales y Aleaciones".- Madrid. 1. N. T. A. (1948). C:mn. R.- "Physical MctalJurgy.... Amstcrdam. Londres-Non Holland Publishing Co. (1983).
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IV La solidificación invariante IV. l. INTRODUCCION
Considerando todas las posibles aleaciones desde 100~ Ni a lOO" Cu- se ha visto anterionnente (fIgUra IJI.16.) que el estado de cada una de las aleaciones depende, en cierto modo, del estado de las demás. Al conjunto de todas las aleaciones posibles de Cu-Ni. se le denomina sistema Cu-Ni. Se dice que un conjunto de cuerpos fonnan un sistema, cuando el estado de cada uno de ellos depende del estado de los demás. Conviene distinguir entre sistema y una simple reunión de cuerpos. Una mezcla de arena, limaduras yagua, sería una reunión de cuerpos, pero no un sistema; ya que el estado de cada uno de ellos es independienle del estado de los 01 ros.
Cuando varios cuerpos fonnan un sistema, el número rnlmmo de compuestos químicos que pueden establecer todas las relaciones de equilibrio del sistema se denominan componentes del sistema. Por ejemplo, en el caso del sistema Cu-Ni, los componentes son el Cu y el Ni. Los componentes de un sistema se hallan en forma de fases. Se denomina fase al conjunto de zonas fisica y quimicamente homogéneas en todos sus puntos, y físicamente separadas de otras fases por medio de ¡mercaras; es decir, zonas delimitadas por superficies, al otro lado de las cuales las propiedades no son las de la fase. Una zona o sustancia se dice que es física y químicamente homogénea, cuando en todos sus puntos tiene el mismo estado físico (por ejemplo amorfo, cristalino cúbico centrado en las caras, cristalino cúbico centrado en el cuerpo, líquido, o gas, solución sólida alfa, etc.) y la misma composición. Si en el sistema Cu-Ni, por ejemplo, hay para una cierta temperatura dendritos de s,?lución sólida compuestos (en todos sus puntos) por 40" Ni Y 60" Cu, y líquido de composición uniforme 23% Ni Y 77% Cu diremos que hay dos fases: una, la solución sólida de 40" Ni; la otra fase es ellíquido de 23% Ni. Para precisar el concepto de fase adviértase que: - Una fase puede estar constituida por un solo fragmento o por varios. Si dentro del líquido Cu-Ni, por ejemplo, hay muchos dendritos de solución só(jda Cu- i de composición uniforme 40" i, todos esos dendritas constituyen una sola fase sólida. - Una fase puede estar integrada por varios componentes, bien porque hay solubilidad enlre ellos (como en el caso comentado), o bien porque forman un compuesto químico.
CIENCIA E INGENlERlA DE MA TERlALES
124
- Un componente puede formar varias fases, por ejemplo puede estar en estado líquido, o sólido, o vapor, o presentar distintos estados ala· trópicos en estado sólido, etc. - La eutéctica no puede considerarse como una sola fase; ya que está formada por cristales física y químicamente diferenciables entre sí. Así, una eutéctica binaria (formada por dos metales A, B) tiene dos fases: el metal A y el metal B. Si un sistema de tres componentes -metales A, B y C- constituye una eutéctica formada por solución sólida alfa del metal B y A, Y por metal e, esa eutéctica terciaria tiene dos fases: la solución sólida alfa y el metal C. Se dice que un sistema está en equilibrio cuando con el transcurso del tiempo -por larga que sea su duración- no se origina una nueva fase ni desaparece ninguna de las existentes. En el equilibrio de un sistema pueden influir factores físicos externos a los componentes, tales como la temperatura, la presi6n. A estos factores físicos se les denomina factores de equilibrio. Cuando no se puede variar ningún factor sin que, al hacerlo, aparezca una nueva fase, o desaparezca una de las antiguas, se dice que el equilibrio es inestable. Cuando al variar algún factor debiera romperse el equilibrio (por ejemplo apareciendo una nueva fase), y no sucede así, se dice que el equilibrio es mttdestable.
IV.2. SISTEMA EN EQUILIBRIO
Para que varias fases fonnen un sistema en equilibrio (es decir, para que el estado de cada una de ellas dependa, en cierto modo, del estado de las otras fases y que no aparezcan ni desaparezcan fases), se precisan dos condiciones: 1.° Debe fonnularse para cada fase una ecuaci6n de estado que exprese la relaci6n de las concentraciones de los componentes con los factores físicos (factores de equilibrio) influyentes en el sistema. En la industria, en las aleaciones metálicas, el ~nico factor influ· yente en el equilibrio -además de las concentracio'nes- es la temperatura. La presi6n es constante -una atm6sfera- y se consideran despreciables los efectos de un aumento o disminución de presión respecto a la atmosférica. Por consiguiente, suponiendo que en un sistema de n componentes -C I C;, ... Cn- haya un número t/J de fases, debe ser posible establecer t/J ecuaciones:
125
LA SOLlDlFlCACION INVARIANTE
F) (eLq.eL F, (C~, Ci.el
e~·,T) C~.,
T)
f r (CL ei. C~ •..............C~· T)
F~(Cf,ctct,
Ct,T)
=O =O =O =O
2.° la concentración de cada componente en una fase cualquiera debe depender de la concentración del mismo componente en otra fase. Para ello. si se toma una fase de referencia -por ejemplo Fr que se denomina fase tigadora del sistema- y se adoptan como incógnitas las concentraciones de los componentes en dicha fase. el sistema de ecuaciones antes indicado adoptará la fonna: f 1 (CL q. C~ C~, T) = O f, (CL q. C~",,,,,,,,,,,,,C~, T) = O ,p Ecuaciones F r (q, q, q C~, T) = O fq, (eL Ci, C~ C~, T) = o Para que el sistema sea determinado es preciso que el número de ecuaciones sea igual al número de incógnitas. Será necesario fijar un cierto número V de incógnitas para que: (Ley de Gibbs) Al número de incógnitas V que se pueden fijar en un sistema sin romper el equilibrio (sin que aparezcan nuevas fases ni desaparezcan las existentes) se les denomina grados de libertad. El equilibrio recibe el nombre de invariante. si V es igual a O. Se le denomina equilibrio monovariante si V es igual a la unidad; bivariante si Ves igual a 2; etc. Para que varias fases fonnen un sistema en equilibrio, las dos condiciones antes sei'l:aladas pueden resumirse diciendo que es preciso que se cumpla la ley de Gibbs. Y recíprocamente se puede afmnar que cuando se sabe que varias fases forman un sistema en equilibrio. -como ocurre siempre en los diagramas de equilibrio, aunque se desconozcan generalmente las ecuaciones de estado de las fases-o al conjunto puede aplicarse la ley de Gibbs; lo cual suele proporcionar una información complementaria interesante. Ilustrará 10 dicho. considerar los equilibrios que pueden presentarse durante la solidificación de una aleación del sistema binario formado por dos metales Cu-Ni. de composición media 60" i. (véase en capítulo anterior (figura 111.16.).
CIENCIA E lNGENIERIA DE MATERIALES
126
Para temperaturas superiores a 1340 0 e existe una sola fase -la liquiday, por tanto, hay un equilibrio bivariante, puesto que existe una sola ecuación de estado: fl
Jiq
(el,
c.:, T) = o
Pueden variarse arbitrariamente dos de las incógnitas --por ejemplo el y T- sin que se rompa el equilibrio. Al llegar a 13400 e se rompe el equilibrio anterior porque aparece una nueva fase: comienza la formación del sólido. En la curva temperatura/tiempo (que señala el enfriamiento), el comienzo de formación del sólido se tra· duce en una tendencia a la horizontalizaci6n en la curva de enfriamiento de acuerdo con el principio de Chatelier (segón el cual, si al enfriar un sistema se llega a romper el equilibrio, se produce un desprendimiento de calor a la temperatura en que el equilibrio se ha roto). Entre 1340 oC y 1280 oC habrá otro equilibrio correspondiente a dos fases: sólida y líquida. Podrán establecerse, por tanto, dos ecuaciones de estado: F, liq(C"e" T)= O
F 2 sol.(C I ,C 2 ,T)=0 En ese intervalo de temperatura comprendido entre 1340 Oc y 1280 oC el equilibrio es monovariante, ya que sólo puede variarse la temperatura, o la composición de una de las fases sin que el equilibrio se rompa (la solidifi· cación de la solución sólida no se realiza a temperatura constante). Al alcanzar la temperatura 1280° C y desaparecer la fase líquida por solidificación total, se rompe el equilibrio anterior, y se establece un nuevo equilibrio (bivariante) definido por una única ecuación de estado: f"sol. (el, C 2 , T) = o Reacciones invariantes, son aquellos cambios de fase que tienen lugar a temperatura constante. Para que este tipo de reacciones pueda darse en un sistema binario, será preciso que, según la ley de Gibbs, haya tres fases en equilibrio. Con anterioridad (ref. 111.1.3.) se ha comentado la constancia de temperatura durante la solidificación de una eutéctica formada por dos metales insolubles entre sí. Otro tanto ocurre cuando una fase líquida reacciona con otra fase sólida para producir una fase sólida diferente (reacción peritéctica), o cuando una fase líquida origina otra fase líquida y una sólida (reacción monotéctica), o cuando dos líquidos reaccionan para dar un sólido (reacción sintéctica). En los sistemas binarios pueden producirse, además, otros tipos de reacción invariante. Por ejemplo, transformaciones en que una de las fases sea gaseosa, o bien reacciones en que todas las fases en equilibrio son sólidas (reacción eutectoide, reacción peritectoide).
127
LA SOLJOlFlCACJON INVARIANTE
En los apartados siguientes se exponen con más detalle distintos tipos de reacción invariante en sistemas binarios. Se comentarán también algunas reacciones binarias de interés industrial. IV.3. REACCION EUTECTICA BINARIA
En general, se dice que un sistema binario presenta una reacción eutéctica cuando un líquido de composición constante da lugar a dos sólidos de composiciones defmidas (ya se trate de dos soluciones sólidas, de una solución sólida y un compuesto intennetálico, o de otros sólidos). La reacción eutéctica puede esquematizarse como sigue: líquido E ..= sólido 1 .. sólido 2 La reacción eutéctica se realiza en su totalidad, es decir, hasta la desaparición de todo el líquido, a temperatura constante. A esta conclusión, empíricamente comprobable, se llega también teóricamente, por aplicación de la ley de Gibbs. Aunque se trata de un ejemplo concreto, es oportuno exponer el comportamiento de las reacciones eutécticas binarias en general, tomando el modelo del sistema Plomo-Estaí'io. En el sistema Pb-Sn, un líquido de composición 38,1% de Pb y 61,9% de Sn, al llegar a la temperatura de 183 0 e, está en equilibrio con dos fases sólidas: solución sólida alfa de composición 2,5% de Pb y solución sólida beta de 81 % de Pb. (Ver figura IV. 1.). La primera de estas soluciones corresponde a la solución sólida de sustitución de átomos de Pb en la red cristalina del Sn; en tanto que la segunda solución sólida, también de sustitución, corresponde a la solución de átomos de Sn en la red de Pb.
,
--;. I
---- - ------•
..•., .,...,¡. \
."
"
Fig. N.l. Ejemplo de reacción euréctica, sistema binario
I
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
'28
l-
2,5" Pb.JS.l
38,'''Pb·8'''Pb
I Oos constituyentes:
Dos constituyentes c. matriz: E lam+¡3nl c. disperso: Bm
0-2,5 " Pb
•
>81"Pb
I
I
a Solución sólida de sustitución de Pb
en el So
I
le. Matriz: I
.
E lo:m+~n)
le. disperso: am (ESTRUCTURA TETRAGONAL)
I
I -=",,,,:¡.~~:¿(
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R.~~~'l
I Al aumentar"
I Pb 12,5 -Je,'''} I disminuye 'a t
'C3ltidad de o: m
Fig. lV.2. Resumen sobre morfología de las aleaciones Pb-Sn.
En la figura IV.!. se indican también las curvas de solidificación yenfriamiento (temperatura-tiempo) de las diversas aleaciones del sistema Pb-Sn. Las aleaciones comprendidas entre 0% Pb Y 2,5" presentan, después de solidificar, una estructura que corresponde a granos de solución sólida aJfa. En las aleaciones cuyo contenido en Pb está comprendido entre el 2,5 y el 38, 1~ Pb, la estructura micrográfica de solidificación se constituye por granos de solución sólida Qrn embebidos en un constituyente matriz complejo que es la eutéctica fonnada por al'l1 y {3n. Las proporciones de constituyente disperso y constituyente matriz. varían según el %de Pb, de acuerdo con la regla de los segmentos inversos Lo mismo podría decirse de las aleaciones comprendidas entre 38, 1" Pb y 8 l \ilÍ Pb cuya estructura micrográfica corresponde a granos de solución sólida {3n embebidos en la eutéctica (a:.n ... pn). Las aleaciones cuyo contenido en plomo es inferior a la composición eutéctica (38,1% Pb) reciben el nombre de lripoeutéc/icas en Pb; denomi·
LA SOUDIFICACION INVARlANTE
129
nándose Mpereutécticas en Pb aquellas cuyo contenido en plomo supera al valor de la eutéctica. Una propiedad interesante de las eutécticas binarias es que no presentan ningún tipo de heterogeneidad química de las que denominará segregaciones, el cap(tulo V. Con relación a las curvas de solidificación de equilibrio (temperaturatiempo) se comprueba que, para cantidades iguales de aleación (por ejemplo 100 gr), el tramo horizontal que presentan todas las curvas correspondientes a aleaciones comprendidas entre 2,5 y 81" Pb, es tanto más largo cuanto más próxima a la eutéctica sea la composición de la aleación, puesto que sobra más líquido eutéctico al fmalizar la solidificación de a m . La observación anterior es la base del método de Taman para la determinaci6n de [a composición eutéctica en un sistema binario. Consiste en sei'la[ar para cantidades iguales de cuatro aleaciones cuya composición se conoce, el tiempo empleado en la solidificación eutéctica; y con ayuda de estos valores representar gráficamente (como se indica en la figura IV.3.) la composición eutéctica y las composiciones de las soluciones sólidas Q:'m y (3n.
IV.3.1. Comentarios sobre algunas eutécticas binarias En la Tabla IV 4 señalamos algunas eutécticas binarias de interés industrial. Algunos sistemas binarios presentan más de una eutéctica. Obsérvese, por ejemplo, que en el sistema AI-Cu hay dos eutécticas: una de ellas base de las aleaciones AloCu, y la otra constituyente de las aleaciones de Cu denomi· nadas cuproaluminios.
l~mpo,
"Pb
"
38,1
Fig. IV.3. Af¿rodo de Tanum
50
"
~
TABLAIV.4. Algunas eutécticas binarias de interés industrial
Composición de la eutéctica (porcentajes en peso) 87,4 % Al 65,- %Al 66,8 % Al
Constituyentes de la eutéctica (porcentajes en peso)
Temperatura de fusión
Sol. Sol. en Al ( 1,65% Si) Sol. Sol. en Al (14,9 "Mg) Sol. Sol. en Al ( 5,65" Cu) Sol. Sol. en Al (82,S %ln) Sol. Sol. en Al ( 0,05% Ni)
+ + + + +
Si f3(AI) Mg 2) 35,5% Mg O(AI 2 Cu) Sol. Sol. en Zn (1" Al) prAl, Ni)
Sol. Sol. en Cu «0,004" O) Sol. Sol. en Cu ( 1,75 %P) Sol. Sol. en Cu ( 7,4 % Al) SoI.SoI.enCu( 11,- %Sb) Cu
+ + + + +
~(Cu,O)
Zn«O,I%)
+ Sol. Sol. en Sn ( 1,7% Zn)
Sol. Sol. en ln (I ,-% Al)
+ Sol. Sol. en Al (S2 ,S% ln)
5,- % Al 93,9 % Al
12,6 %Si 35,- %Mg 33,2 "Cu 95,-% ln 6,1 "Ni
577°C 451° C 548°C 382° C 640° C
99,61" Cu 91,6"Cu 91,7 %Cu 69,-"Cu 99,16"Cu
0,39%0 8,4 "P 8,3 "Al 31,-"Sb 0,84" S
1066° e 714° e 1083° C 645° e lO68° e
8,9 % Zn 99,5 "ln
91,9 "Sn 5,-"Al
198° e 382° e 635° C 1316 0 C
Ni SoI.Sol.enNi( 0,55%C)
+ +
~(Cu, P) ~(AlCu,) ~(Cu,Sb)
{) (Cu9 Ss)
" ~~ ~
~
"~ ~ ~
78, -% Ni aprox. 22, -" aprox. S 98,03% Ni 1,97%C
~(Ni,
grafito
S,)
~ ~ ~
~
~ ~
~ ~
e:
~
;
TABLA IV .4. (Continuación)
Algunas eutéctico$ binarias de interés industn'a/
Q Q
Composición de la eutéctica (porcentajes en peso) 88,5 "Ni 64, _H Ni 67,5 "Ni 95,7 "Fe-y 95,74" Fe'Y 77,09" Fe'Y 68,4 "Fe'Y 89,87" Fe6 48, -" Fe6 86, -" Fe6 43, _" Fe6
76,5
~Mg
98,62" Mg 62,4 "Mg 32,6 "Mg
Constituyentes de la eutéctica (porcentajes en peso)
Temperatura de fusión 1154° C 1104° C 1132° C
Sol,Sol.enNi( 8"aprox.Si) Sol. Sol. en Ni (16" aprox.. Sb) Sol. Sol. en Ni (19" aprox.. Sn)
1148° C 1154°C 1373° C 989° C
Sol. Sol. en Fe-y(2,II"C) Sol. Sol. en Fe'Y(2,08"C)
14,_"Ti 57, -" aprox. U
1049° C 1003° C J291°C 1057° C
Sol. Sol. en Feó ( 2,55"P) Sol. Sol. en Feó (35, "aprox.Sb) Sol. Sol. en Fe6 (9, ~Ti)
23,5 "Ni J ,38" Si 37,6 "Sn 67,4 "Pb
507° C 638,8° C 561,2°C 466).° C
Mg Mg
11,5 "Si
36, -~ Sb 32,5 "Sn 4~ ~C 4)6~C
22,91" O 31,6 "S 10,13" P
52, -~Sb
F, F,
F,
Sol. Sol. en Mg (14,85" Sn) SoI.Sol.en~g(4I,8 "Pb)
• • • • • •
• • • • • •
• • •
'Y Ni s Sil) 'Y(Ni s Sb2) ~ (Ni 3 Sn)
j¡
~
~
C3 fe grafito wüslita (feO) € pyrrhotila (Fet .,w,S) (Fe]P) (FeSb) Fe2 Ti Fel U
fj €
Mg 2 Ni Mg 2 Si Mg 2 Sn Mg 2 Pb
él
132
CIENCIA E tNGENIERJA DE MA TERlALES
En la figura IV.S. se indica el diagrama AI-Cu completo. Además de las dos eutécticas, puede verse en él cómo en estado sólido las aleaciones experimentan cambios, según se indicará más adelante, que dan origen a líneas de transformación. Generalmente un diagrama de equilibrio se compone de un diagrama de solidificación -correspondiente al cambio de estado- y otro, si cabe hablar así, correspondiente a los cambios que la aleación puede experimentar en estado sólido. las proporciones en peso de cada uno de los constituyentes de una cutéctica pueden deducirse fácilmente aplicando la regla de los segmentos inversos, cuando (como en los casos seí'lalados en la Tabla IVA,) se conoce la composición de la eutéctica y la de sus componentes. Considérese a modo de ejemplo la eutéctica de AI-ln (tfpica de las aleaciones industriales conocidas con el nombre de zamak),
Po leen.'; • ." P.lD
Fig. IV 5. Sistema AI.cu fA. S, M, . L. A, Willey J,
Est:1 constituida (ver figura V11.5) por dos soluciones sólidas: alfa (8~,8?1, en peso, de átomos de ln sustituidos en la red cristalina cúbica de caras centradas del Al) y beta (1 % en peso de Al sustituido en la red l.'xagonal de Zn), Llámese PI al peso de la solución sólida alfa. P, al de la solución sólida beta y PT al peso de la eutéctica, cuyo porcentaje en ln es de 95%. Se tendrá que: .,. = PI ... P,; y por otro lado PT- 95 = PI .82.8 ... P, .99 (igualando el peso en ln). De ambas expresiones se deduce que PI!P, = 4: 12.2. y también que PI : PT = 4; 16,2. Por tanto, la eutéctica considerada e~ta fonnada por 24,69" en peso de solución sólida alfa y 75,31 ~ de solución sólida beta. Cuando la aleación fuera hipereutéctica en Zn, como ocurre con los zamak -constituidos por beta primario en una matriz eutéctica de alfa beta (según puede verse en la micrografía IV.6.)- las proporciones en peso del constituyente disperso beta y de la matriz alfa beta se determinarán de modo análogo.
LA SOLlDlFICACION INVARIANTE
133
Fig. IV .6.A/eaciÓn Zamak.
Si se admite, como es habitual en metalografía cuantitativa, que las pro~ porciones en volumen de los constituyentes de una aleación son iguales a las proporciones entre las áreas observables al cortar por el plano de obser~ vación microscópica, puede determinarse la relación entre densidades de los constituyentes calculando la relación en peso, y estableciendo por observación microscópica la relación entre áreas de uno y otro constituyente. Con un sencillo cálculo análogo al indicado a propósito del sistema Al-ln, puede determinarse que la eutéctica denominada "Iedeburita", de 4,3% C en el sistema metaestable Fe-C, constituida por solución sólida de C en Fe (austenita de 2,11%C) y C Fe] (cementita, con 6,67% C) tendrá 51,9% en peso de austenita y 48,1% de cementita a la temperatura de 1148° C. Cabe seftalar que las aleaciones férreas binarias, de contenido en C comprendido entre 2,11 y 6,67" (cuyo constituyente matriz será ledeburita) reciben el nombre de fundiciones blancas, por la coloración típica que presenta su fractura.
/V.3.1.1. Eutécticas anonnales. Sistema AI-5i Las eutécticas suelen denominarse "anormales" cuando los constituyentes de la eutéctica (como ocurre con la aleación Al 12,6% Si, denominada silu~
134
CIENCIA E lNGENIEJUA DE MA. TERlALES
minjo y utilizada profusamente para moldeo de piezas ligeras por sus ventajas respecto al Al) difieren notablemente en sus temperaturas de fusión (660° e para el Al y 1414° e para el Si) y en sus proporciones ponderales (11,13% de Si, y 88,87~ de solución sólida alfa de Si en el Al); estos dos aspectos -temperatura de fusión de los constituyentes y proporción ponderal entre ambos- condicionan en buena medida la estructura y propiedades mecánicas de la eutéctica. En efecto, en toda eutéctica solidifica en primer lugar el constituyente de punto de fusión más alto (el silicio en la eutéctica de AI-8i); luego solidifica el otro constituyente (solución s61ida alfa) en la cantidad necesaria para que siga el líquido manteniendo la proporción adecuada (12,6" Si). La cinética de solidificación del Si es más rápida que la del Al por la mayor fuerza inductora de la solidificación (proporcional en el Si a 1404 Oc -577 oC, y en el Al a 660,37 oC ~577 OC) y, en consecuencia, su curva "e" (Transfonnación-Temperatura-Tiempo), está más próxima al origen de tiempos que la del Al. Esto trae como consecuencia una rápida nucleaci6n del Si que va desarrollándose libremente, en forma de cuboides o de agujas, antes de verse envuelto por la correspondiente cantidad de Al solidificado. La estructura resultante, que puede observarse en la micrografía IV.7., no presenta el aspecto característico de una eutéctica, puesto que no ha habido un crecimiento mutuamente coherente, -ni simultáneo-, de Jos constitu·
Fig.IV.7. Siluminio (12,6% Si, resto Al.) no modificado
LA SOUDIFlCACION INVARIANTE:
135
yen tes en el líquido madre sobre un frente común. El efecto de entalla que los cuboides, y especialmente las agujas, producen en la matriz explica la blija tenacidad de la aleación de composición eutéctica, En 1920 Aladar Pacz puso a punto un sistema de fusión, adicionando Na antes de colar, que pennite la obtención de una estructura de la eutéctka en fonna de pequeñas particulas de Si finamente dispersas en la matriz de Al. Esta aleación recibe el nombre de silumillio modificado. El Na, al producir subenfriamiento y desplazar la composición de la eutéctica hasta 149' de Si, convierte a la aleación de 12,6% de Si en ligeramente hipoeutéc· tica en Si, y tiende a igualar las cinéticas de solidificación de los constituyentes de la eutéctica. En efecto, la precoz solidificación de Al (por resultar ligeramente hipereutéctica en Al la aleación de 12,6% de Si) tiende a igualar los tiempos necesarios para la solidificación del Al y el Si, Con ello las agujas y cuboides de Silicio, al ser prontamente envueltas por la cantidad correspondiente de Aluminio, alcanzan un menor desarrollo -son más fmas- y producen menor efecto de entalla, La tenacidad aJ impacto es superior en el siluminio modificado que en el "no modificado". En la figura IV,9. se ve la morfología de la aleación de 12,6" de Si "modificada" que -en honor de Aladar Pacz- recibe, con frecuencia, el nombre de aleación "alpax". También es una eutéctica anormal la del sistema "estable" Fe-C, Se denomina estable, cuando se impide la formación de e Fe) mediante la adición de elementos grafilizantes como el Si. La eutéctica (ver Tabla IV.4.) está constituida por austenita de 2,08" e y grafito (en proporción del97 ,775' en peso de austenita y 2,335' de grafito, fig. IV.lO.).
1404"C
/
/
I
I
I
I
I
I
'1
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I ,
f
g S77 C
su9c
r---'-'(------1.'/
Al
12.6'1.
Fig, rv .8, SIIIx'lIjnalll;('!lfO prodlládo por Na en la ellléctit:a AI-Si
CIENCIA. E INGENIERlA DE MA. TERlALES
136
FiJ. rv 9. Silumim'o (12,6-" Si.. resto Al) modijiooo
Ambos constiluyenles difieren notablemente en sus temperaturas de fusión: I J 54° e la austenita y por encima de 29000 e el grafito. En consecuencia, debe clasificarse como eutictica anormal. (Estas aleaciones férreas "estables" de porcentaje en e superior al 2,08" reciben el nombre de fundicirmes griset"por el aspecto grisáceo que la.presencia de grafilo confiere a la fractura; la historia de su solidificación tiene notables analogias con las aleaciones Al..si).
e
IV.3.1.2. Eutécticas con S A menudo en la industria se eligen composiciones Químicas que permitan obtener aleaciones que afIadan, a las propiedades generales del metal base, las que se derivan de una estructura micrográfica de dicho metal base (o una de sus posibles soluciones sólidas) disperso en una matriz eutéclica. Acon· sejan esa elecci6n indusuial las buenas cualidades de moldeo inherenles tanto a un punto de fusi6n bajo como a la invariancia de temperatura (lo Que sucede cuando la composición elegida es una eutéctica). (.) Para fundiciones grises ver FUNDICIONES FERREAS. J. A. Pero-Sanz. Ed. Oossal (1994).
LA. SOL/D/F1CACION INVARIANTE
137
Fig.IV.IO. Eutütica de grafito y austenita (juruJición gris).
Por las mismas razones, en algunos casos, la formación de una eutéctica resulta ruinosa para la aleación. Esto ocurre, por ejemplo, cuando el Níquel o una de sus aleaciones está expuesta a vapores sulfídricos. Es ilustrativo el caso de las aleacciones Nicrom (60% Ni. 16% Cr. 24% Fe) concebidas como materiales metálicos refractarios. resistentes al calor y a la oxidación a elevada temperatura. Si se hallan expuestos a S, puede formarse PNi 3 S z, por reacción con los álamos de Ni (pág. 130): y si las temperaturas de servicio son superiores a 635 0 C. este sulfuro de Ni en contacto con otros átomos de Ni produce fusiones locales que hacen inservible la aleación. Otro tanto cabe decir, también como ejemplo, de algunas aleaciones de base Fe, como los aceros. A lo largo de su elaboración debe evitarse la incorporación de S al acero fundido, a fin de eludir durante la solidificación la fonnación de la eutéctica hierro y sulfuro de hierro (Tabla IV.4.). Tal acero (por fundirse la eutéctica a esa temperatura) resultaría inservible a temperaturas superiores a 989 oC (que suelen ser necesarias para confor· mación o para tratamientos ténnicos). Hay, sin embargo, familias de aceros especiales con contenidos en S, indu· so de O,25:tlí: son los llamados aceros de fácil maquinabilidad (cuando el :i'C < 0.25) o de maquinabilidad mejorada (cuando :tlíC> 0,25). Su contenido en S tiene por finalidad la formación -por reacción con el Mn del acero Iíquido- de gran número de inclusiones de SMn, (fIgura IV.1 l.); que durante el corte contribuyen a que la viruta sea quebradiza y, por tanto, corta. La elaboración de estos aceros es delicada. por los riesgos de la citada formación de eutéctica. La proporción de S debe estar perfectamenle equilibrada con la de Mn, a fin
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CIENCIA E lNGENIERJA DE MATERiALES
138
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Fig. IV .11. Acero de fácil maquinabilidad
que se agote en la combinación SMn; un exceso de S dar(a la eutéctica de hierro y sulfuro de hierro. Incluso aunque la relación 5/Mn sea correcta, el S produce segregaciones principales. Ello obliga a efectuar grandes despuntes en los lingotes de aceros para maquinabi. ¡idad con el fm de evitar las dificultades que surgir(an en la laminación, debidas a fusión de la eutéctica en aquellas regiones enriquecidas en S por segregación principal.
1V.3.1.3. Eutéctica Cu-O. Tipos de cobres comerciales La interpretación de diagramas de equilibrio proporciona, con frecuencia, explicaciones lógicas sobre ponnenores de procesos de obtención de un metal o aleación, y sobre límites en la composición química para obtener propiedades adecuadas. También infonna sobre la posibilidad de detectar por microscopía óptica pequeñas trazas de un elemento. Tomemos como ejemplo el sistema Cu-o cuyo diagrama, del lado del Cu, es (a la presión atmosférica) el que se indica en la f¡gura IV.12. Para el afmo del Cobre crudo (obtenido de menas de cobre nativo o de menas oxidadas) o del blister (conseguido a partir de matas), se procura -por oxidación a fuego- que las impurezas más oxidables que el Cu se eliminen por volatilización, o por combinación en fOnTIa de escoria. El Cu líquido, así armado, queda con un porcentaje en peso de oxígeno entre 0,6 y 0,9%. Al solidificar, dá un cobre de color rojo ladrillo, quebradizo. Según se desprende del diagrama, este Cobre no sirve como material metálico,
139
LA SOLIDIFlCACION INVARIANTE
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Fig.IV .12. Diagrama Cu-O
porque su estructura está formada por granos del compuesto CUlO. embe· bidos en una matriz eutéctica (de CUlO y de solución sólida alfa de O en el Culo Por tanto, el Cobre líquido con 0,6 a 0,9% de oxígeno precisa una desoxidación -que puede hacerse mediante el hidrógeno proporcionado por hi· drocarburos, ramas verdes (perchado), etc.- hasta lograr menos de 0,39" de oxígeno. De este modo se obtiene una estructura de granos primarios de solución sólida alfa. que aparecerán contorneados por la eutéctica. Lo ópti· mo seria lograr un Cu exento de oxigeno por completo para que la estructura estuviera formada SÓlo por granos de Cu, al menos, por granos de solución sólida alfa (cuyo comportamiento sí será metálico) sin eutéctica. Pero no es posible obtener Cu sin oxígeno por desoxidación con hidrógeno, debido a los equilibrios fisicoqufmicos entre Hidrógeno, Oxigeno y Cobre Hquido. Queremos destacar la escasa solubilidad del oxígeno en el Cobre: menos de O,004~ a 10660 C y menos de 0,00 I % a 7000 C (ver diagrama y Tabla IVA.). Bastará que el Cobre moldeado tenga más de 0,004% de oxígeno para que presente eutéctica; y lo que es más llamativo, este bajo contenido en oxígeno es detectable al microscopio óptico: aparece una matriz eutécti· ca de CUlO y de alfa. contorneando los granos de alfa primario. En la mi· crografía IV.13. pueden verse los oxídulos de Cobre perfilando los contar· nos de grano del constiluyente alfa. Es oportuno señalar que en estado
140
CIENClA E INGENIERlA DE MATERIALES
pulido no llegan a distinguirse el constiluyente alfa eutéclico y el constitu· yente alfa primario que pertenecen a la misma fase. Tenienuo CII cuenta el carácter frágil de la eutéctic:I, tos cobres con oxígeno superior a 0,15% no tienen las buenas características de deformabil¡dad del Cu y sus soluciones sólidas (consecuencia del sistema cristalino cúbico centrado en [as caras): por el contrario. serán cobres no forjables. utilizables sólo para aplicaciones que requieran refusión. Los cobres con conlenido en oxígeno menor de O,15!' reciben el nombre de cobres de condición tenaz. o cobres TPC (101IgII piteh copper). Conviene que el cobre pueda. incluso eslar toulmente exento de oxigeno: se suele denominar en ese caso ÜFC (por abreviatura de oxygell free copper). La eliminación tOlal del oxigeno puede lograrse mediante una tecnica de refusión en vacio del Cobre e1eclrolitico. en cuyo caso el Cobre recibe el nombre de OFHC (por abreviatura de oxygen free high conduct ¡1Ii/y). También puede lograrse la eliminación de oxigeno mediante Fósforo -por fonn3ci6n y despren· dimiento gaseoso de sus óxidos-o en cuyo caso el Cobre así obtenido se denomina DP (por Olbreviatura de devxidiced phosphol1ls). Buen:! parte de los cobres de condición tenal. empleOldos en Arquitectura. Química. mecanica y clcctricidad. son cobres no cxenlOS de oxigeno (ro > 0.004). Presentan por ello un inconveniente notable: no pueden utilizarse en atmósferas reductoras enérgicas. Por consiguiente no puede emplearse en ellos soldadura autógena por gas. ya que los oxíduJos de la eutéctica reaccionarían con el H1 o con el CO de la atmósfera reductora y producirían en los contornos de los granos primarios vapor de agua o anhídrido carbónico que. al desprenderse. originaria una desagregación intergranular.
Al comienzo del análisis sobre el sistema Cu-Q, se indicó que los diagramas resumen, de modo gráfico, bastante información. Evidentemente, todo lo que antecede supone que el lector es sencillamente un usuario de los diagramas. Al autor de lln diagrama éste. evidentemente. no If proporciona ningún dato que desconociera.
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Fig. IV.l3. Cobres moldeados (sin ataque), 100 X a) 0'09% Oxígeno b) 0'18% Oxígeno e) 0'23% OxIgeno.
141
LA SOLlDlFICACION INVARIANTE
IV.4. REACCION PERITECTICA BINARIA
En el apartado anterior se ha indicado que un líquido puede originar, por solidificación a temperatura constante, dos sólidos. Puede admitirse que el diagrama de equilibrio del sistema eutéctico binario de la figura IV.L, es el resultado de la interacción de dos diagramas de solubilidad total como se indica en la figura IV.IS.
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fig.IV.lS.
En detenninados casos hay diagramas de equilibrio que -por una consi· de ración análoga- puede suponerse son el resultado de la interacción de dos diagramas de solubilidad total, como los indicados en la figura IV.16.
Fig. IV .16.
CiENCIA. E INGENIERlA DE MA. TERlALES
142
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Fig. IV.I'. Diagrama periteetico
Considérese el diagrama de la flgura lV.l? y dentro de él la aleación de composición m~. cuya curva de solidificación se indica en la figura IV.18. De la mencionada curva, por aplicación de la ley de Gibbs, se desprende que a la temperatura Tp ésta se mantiene constante durante la reacción: Líquido + Sólido {Jo"= sólido am
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LA SOLlDIFICACION INVARIANTE
143
Cuando por reacci6n de un líquido y un sólido a temperatura constante se obtiene otro sólido, la reacci6n recibe el nombre de peritéctica (o periférica). La micrografía IV.19. corresponde a la reacci6n entre Zn fundido y el constituyente epsilon de los latones. Por reacción entre el líquido y el sólido se ha formado soluci6n sólida eta (de color oscuro en la micrografía). En el interior de los granos de eta pueden observarse aún restos del sólido epsilon (de color claro en la micrografía). Toda aleaci6n peritéctica corresponde a un equilibrio falso. La formaci6n del nuevo s61ido (eta) s610 puede ocurrir limitadamente; ya que debe hacerse por difusi6n a través de la primera fracción de s6lido (eta) formada en la inteTcara de contacto del líquido y epsilon.
Fig. IV,19. Reacción periteetica del sistema Cu-Zn,
En la mayoría de los sistemas peritécticos persite el s6lido (epsilon), aunque no sea en fase de equilibrio. Además, este falso equilibrio no puede destruirse por tratamientos térmicos de homogeneizaci6n, ya que ello exigiría tiempos muy prolongados. De modo análogo a lo indicado a prop6sito de sistemas eutécticos, también en sistemas peritécticos puede desprenderse del diagrama de equilibrio la estructura micrográfica de equilibrio resultante al final de la solidificaci6n. Como ejemplo se acompailan en las fIgUras IV.20. 21. 22., los esquemas de solidificaci6n y curvas de temperatura-tiempo para las aleaciones q~, r5f sI!' de la figura IV .17. Las proporciones en que se presentan los constituyentes al solidificar la aleación pueden determinarse, en cada caso, aplicando la regla de los segmentos inversos; igualmente -aplicando la regla de la
CIENCIA E INGENlERJA DE MA TERlALES
144
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Fig. IV 20. Proceso de la solidijiCQciÓII (le la aleación q % B a diversas temperaturas
horizontal- pueden detenninarse, para cada temperatura, las composiciones medias de las fases de equilibrio. Las reacciones peritécticas se presentan con frecuencia en aleaciones in· dustriales comunes, tales como latones (Cu-Zn) y bronces (Cu-Sn), aceros (Fe-C), etc.
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Fig. IV .21. Proceso de la solidificación de la aleación no tennjna a la temperatura peritéctica)
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145
LA SOLlDIFICACION INVARIANTE
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Al. IV 22. Proceso de solidificadón de la aleación s " de B
En la Tabla IV.24. seflalamos algunas reacciones peritécticas binarias de interés industrial. IV.5. REACCION MONOTECTICA BINARIA
Existen ClliOS. no muy frecuentes, en que dos metales no forman fase única en estado fundido. Entre ciertos límites de composición dan dos capas líquidas cuyas composiciones dependen de la temperatura; y su mezcla sólo es completa por encima de una cierta temperatura crítica T3 • En la flgura IV.2S. se expone un diagrama del tipo llamado monotéctico. Aplicando la regla de las fases a la aleación 1 del sistema, se advierte -como se expresa en la IJ8Ura IV.26.- que al llegar a temperatura Tm tiene lugar una reacción invariante (V = O): Uquido l...u ..= Líquido l..t + B Esta reacción recibe el nombre de mOflotéctica. Se acompaflan los esquemas de solidificación de las aleaciones H figura IV.27. -r" de B- y 111 figura IV.28. -s%, de B-. De ellos "se deduce" la estructura micrográfica de solidificación de dichas aleaciones; pudiendo determinarse la proporción de los constituyentes por aplicaCión de la regla de las fases y de los segmentos inversos. l...a existencia de una reacción monotéctica es de particular interés en el caso del Cu, puesto que permite mejorar su maquinabilidad: cuando se tornea el Cu puro, origina una viruta muy larga; esto es engorroso para su realización. En cambio, el Cu con 5" de Pb presenta una gran dispersión de partCculas de Pb en la matriz de Cu. Al mecanizar esta aleación las virutas son cortas, ya que se parten como resultado de la discontinuidad producida por las partículas de Pb. Se aprovecha la posibilidad de reacción monotéctica del Cu con el Pb para obtener cobres. latones y bronces de fácil mecanizado. El Pb suele ai'iadirse a veces al Cu y bronces con otra finalidad: proteger
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TABLA IV24.
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Algunas reacciones pen'ticticas binan'as
Líquido + sólido 1 '"* sólido JI (Porcentajes en peso) Sólido 1
Líquido
Sólido 11
Temperatura
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Sol. Sol. en Fe'Y ( 8,3 "Cu) Sol.SoI.enCu (4,-"Fe) 'Y( 6,7 "aprox.Cu)
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Sol. Sol. en Fe6 ( 0,09"C) Sol. Sol. en Fe6 ( 9,5 "Mn) SoI.Sol.enFe6( 4,-%Ni) Sol. Sol. en Fe6 (13,B "Si)
Sol. Sol. en Fe'1 ( O,I7%C) Sol. Sol. en FC'Y (la, - "Mn) Sol. Sol. en Fe'Y ( 4,3 "Ni)
W
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"ln
Sol. Sol. en Fe6 (46,- "Zn) [j Fc) ln 10 f) Fe ln, Sol. Sol. en Fe6 (IB%aprox. Sn) Fe) Sn'1 Fe Sn
Sol. Sol. en FeS (35,5 "W) 6 (Fe) ZnlO) dFe lnlo) E (Fe Zn13) Fel,] Sn Fe Sn Fe Sn'1
39,-"Pb 61.-'Hlg
Sol. Sol. en Pb(27"aprox. Hg)
~(33.7%H8)
99,59" Al
~AI Cr
Sol. Sol. en Al (O,77"er)
661,4° e
99,403"Mg O,597"lr
/1 Mg'1 Zr
Sol. Sol. en Mg (3,6"Zr)
654° e
50. - "Sn 50. -"~Sb
Sol. Sol. en Sb (9, - " Sn) Sol. Sol. en ln (6,-% aprox. Hg)
~(64.-%Sb)
425° e
'1 (4B,-"aprox. Hg)
42,9° e
10,3 97,2 92,2 74,5
"Cu %Cu "Cu "Cu 81,5 "Cu 62,5 "Cu 99,47%Fe 97,2 "Fe 94.6 "Fe 85,5 "Fe 70,7 "Fe 7,4 "Fe
89,7 "Fe 2,8 "Fe 7,8 "aprox.Si 25,5 "Sn IB,5 "Ti 37,5 "ln 0,53"C
12,8 "Mn 5,4 14,5 29,3 92,6
3,-'He 97.-"ln 0,25"Fc 99,75"ln 2,3 %Fe 97,7 "aprox.Sn I.-"Fe 99.-%aprox.Sn 0,1 %Fe 99.9 "aprox.Sn 0,41"Cr
3, - " ln 97, - ''aprox. Hg
Sol. Sol. Sol. Sol. Sol. Sol.
Sol. Sol. Sol. Sol. Sol. Sol.
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Fe6 ( 6,7 Fe'Y ( 9.5 Cu ( 5,3 Cu (13.5 Cu (4,7 Cu (32,5
Fc, W6
~ (22,-~}S")
/1(Cu, Ti'1) ~(36.8~Z")
ex, (14,I%Si)
1495° e 1474° C 1517°C 1275° e 1554° e 783° e 672° e 530° e 0 901 e 740° e 496° e 145°e
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LA SDLlDlFICACIDN INVARIANTE
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CIENCIA E INGEN1ERlA. DE MATERJALES
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Fig. IV 28. Proceso de solidificación de la aleación s "B a divef'$Q$ temperaturas
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149
LA SOLlDlFICACION INVARIANTE
frente a la fricción en un amplio campo de cargas y velocidades. En piezas como cojinetes. se añade Pb en previsión de riesgos de lubricación defectuosa, ya que al producirse durante el rozamiento un contacto directo entre el eje y el cojinefe. se origina un fuerte caJentamiento, funde el Pb (que no se alea con el acero) y protege al eje de acero y al cojinete. Ordinariamente, contenidos de 6 a 30% de Pb permiten resolver la mayor parte de los problemas de fricción. En cualquier caso los cuproplomos, o los bronces al Pb. nunca exceden del 30% de Pb, por una razón que se desprende de la reacción monotéctic
La reacción sintéctica es una reacción invariante (V = O), consistente en la descomposición por calentamiento de una fase sólida en dos líquidos ¡nmiscibles:
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como se ilustra en la figura IV.30. Esta reacción es muy poco frecuente. Del diagrama de equilibrio se desprende que toda aleación fundida -cuya composición se encuentre dentro del rango de la línea sintéctica- se separa en fonna de dos líquidos. Recíprocamente, al solidificar, la reacción sintéctica tendrá lugar en la superficie o separación de los líquidos 1..{ y 41. El ejemplo mejor conocido, de la relativamente rara reacción sintéctica, es el que se presenta en el sistema Sodio-Zinc. Por encima de la temperatura sintéctica, una aleación compuesta de partes iguales de Sodio y Zinc, existe en fonna de dos líquidos superpuestos 4 y Ln . Al enfriar el fundido, empezará a soli~ificar con formación del cons-
g;
TABLAlV29. Algunas reaccione! monolecricas binaria! Líquido 11 ~ líquido 1+ sólido (Porcentajes en peso) Lfquido 11 89,7 "Cu 64,- "Cu 91,7 "Cu >99.9S~Fe
49,9 "Fe
93.3 83,96,6
~AI ~AI ~AI
Líquido I
10,3 "O a 1 alm. 2,1 "Da I 3101.97,9 "Cu 36.-~ Pb 87,- "Pb, 13,-"Cu 8,3 %Te 46,3 "Te,53,7 "Te
Sólido CUlO Cu Te
Temperatura 1218° e 0
e
955 1052° e 1532° e
99,7S"Pb, O,2S"Fe 82,5 "Sn 7,5 "Fe
Fe Sol. Sol. en Fe6 (16,1"5n)
¡130oe
6.7 ~Cd 17,-"ln 3,4 "Si
99, - ''aprox. Cd
Sol. Sol. en Al (O,47"Cd) SoL Sol. en Al (0.17"ln)
649°C 639°C
96,8 "In. 3,2 "Al 98,1 "Bi, 1,9 "Al
Al
657
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LA SOLlDlF1CAC10N1NVAR1ANTE
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Fig. IV .30. Reacción sintéctica
tituyente beta en la interfase entre ambos l(quidos. Posteriormente, so· Iidificará el Zn, y finalmente será el Na quien solidifique' a partir del líquido L,. De ello resultará una morfología como la indicada en el esquema de la figura IV.3l. IV.7. OTRAS REACCIONES INVARIANTES
Las reacciones invariantes entre tres fases de un sistema binario pueden reducirse a dos tipos. Uno de ellos es la transformación de una fase en otras dos, a temperatura constante: Fase 1 ~ Fase Il ... Fase III En este tipo de reacción quedarían encuadradas las eutécticas y las monotécticas.
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1--
.11i1'50·
,I " ../------4--N.
~01.Zn
Ii171.Zn 100zn
Fig. IV .31. Solidificación de la aleación
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Zn-50% Na
C/ENCIA E lNGENIERlA DE MATERIALES
152
Obsérvese la infrecuente reacción (Sólido 1'# Liquido 1/ + Sólido JI!) que se presenta en el sistema eu-so para composiciones entre 38 y 43% So (rango no utilizado en la industria); un sólido formado previamente a temperaturas más altas se licúa al alcanzar 640 0 e, en el enfriamiento, para dar otro sólido epsilon y líquido. Una reacción análoga tiene lugar en el sistema Fe-S, para porcentajes en peso de azufre comprendidos entre 0,045 y O,IS%(ver fIgura IV.32.).
El otro tipo corresponde a la reacción de dos fases para dar una tercera, distinta a las anteriores: Fase 1 + Fase JI :;= Fase lIJ. A éste corresponden las reacciones peritécticas y las sintécticas, citadas anteriormente. Además de eutécticas, peritécticas, monotécticas y sintécticas, existen otras reacciones que pueden ser encuadradas en uno u otro de los dos tipos sei\alados más arriba. Por ejemplo, los equilibrios invariantes en que una de las fases es gaseosa. Por supuesto, en dichos equilibrios, no podrá haber más de una fase gaseosa, ya que los gases son completamente miscible...
1'S3S"C
" Fig. IV J2. Sistema FeS (Detalle de la zona superior del diagrama).
153
LA SOLlDIFlCACION INVARIANTE
Entre las reacciones a partir de fase gaseosa, las siguientes se presentan, en los sistemas metilicos, sólo para b;gas presiones o altas temperaturas: Gas ~ liquido 1 Gas ,,= Líquido l Gas ,.= Sólido t Liquido I ~ Gas
+ Líquido IJ + Sólido Il + Sólido JI + Líquido U
Otras reacciones de este tipo, posibles en un sistema gas-metal, son: Líquido 1 ~ Gas Sólido 1
~
Gas
+ Sólido 11 + Sólido 11
En cuanto a las reacciones en que dos fases, producen una tercera (siendo gaseosa una de ellas), las posibilidades son: la reacción de gas + líquido 1!F sólido /l. que aparece en el sistema Pd-H; y la reacción de gas + sólido J,p sóli· do JI que puede darse en algunos sistemas gas-metal, poco frecuentes, a b,yas presiones. No se conocen reacciones invariantes cuya fase resultante sea gaseosa. Para complementar lo expuesto en apartados anteriores. con otros tipos de reacci6n invariante. es oportuno referirse a las reacciones cuyas fases en equilibrio son sOlidas. Por ejemplo. a la transformación de una fase sólida en un agregado complejo fonnado por otras dos fases sólidas. Esta reacción en estado sólido, a temperatura constante, recibe el nombre de eutectoide. por analogía a las Que hemos denominado eutécticas. En la figura VIII.25. puede verse la morfología del eutectoide denominado perlita. constituido por ferrita y e Fe3' obtenido por transfonnaci6n isotérmica de austenita de 0,77" de C. En estado s61ido pueden darse también reacciones del tipo Sólido 1 ... Sólido 11 ~ Sólido 111. que reciben el nombre de peritectoides.
154
CiENCIA E INGENfERlA DE MA TERlALES
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Cleveland~The
Chemical Rubber Ca.
v Heterogeneidades físicas en la solidificación V.l. fACTORES INfLUYENTES EN LA ESTRUCTURA COLUMNAR
Cuando un metal 1fquido solidifica dentro de una Iingolera metálica cilíndrica de altura notable en relación con el diámetro, el flujo de calor es he· rizontal y radial. Al comienzo del enfriamiento, éste se efectúa totalmente por cesión de calor a través del sólido, según el modelo 2 (ftgura 11.21.). Habrá crecimiento orientado de los núcleos periféricos y aparecerá una eSlntctura co/umllar a modo de corteza concéntrica de la Iingotera. Esta corteza solidificada permanece inicialmente en contacto con la lin· gotera, puesto Que la presión metaloslática de la masa metálica Uquida, ejerce una compresión contra la pared de la Iingotera, en tanto la corteza no sea de gran espesor y presente, por consiguiente, plasticidad. Con el transcurso del tiempo (tI < t 2 < l:3) se modifica el gradiente de temperatura en la fonna indicada en la ftgura V.l. hasta que llega un momento (t = t 3 ) en que el enfriamiento responde al modelo l (figura 11.20): casi todo el calor latente es cedido a través dellfquido. La sobrefusión en el líquido es entonces prácticamente nula y el crecimiento direccional de los dendritas muy lento.
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156
ClENCIA E tNGENJERlA DE MA. TERlALES
A partir de ese momento se producirá en el Uquido una nuc:leación homogtnea. unifonne, en toda la masa. Sus núcleos crecen en un campo is6tropo de temperaturas y dan crisWes equhl:xicos. Durante su fonnación, esos granos equiáxicos originan una zona pastosa de sólido, o banda de solidificación. y frenan el crecimiento direccional de los dendritas que constituían la corteza sólida o estructura columnar.
Terminada la solidificación, la sección transversal del lingote presentará unas zonas claramente diferenciadas de~e la periferia al centro del lingote: - zona periférica, de granos muy pequenos orient~dos al azar. - dendritas orientados hacia el interior de Ja lingotera, (estructura columnar). - zona interna de granos equiáxicos: de aspecto globular. La estructura columnar ofrece interés en aquellos casos en que se desean ciertas propiedades direccionales, por ejemplo de resistencia mecánica en caliente. La obtención de estructuras columna res, mediante solidificación por enfriamiento unidireccional, ofrece un particular interés para la fabri· cación de turbinas para aviones hipersónicos. En concreto, los IIlabes de la turbina, -además de resistir las cargas aerodinámicas, y de presentar un buen comportamiento a corrosión- deben aguantar la tendencia a alargarse gradualmente (fluencia), debida a la fuerza centrífuga y a las altas temperaturas de funcionamiento. Las investigaciones iniciadas en la d~cada de los años 60 han demostrado que el comportamiento a tennofluencia de las aleaciones de Níquel, utilizadas para los álabes de turbina, mejora notablemente cuando las juntas de grano están orientadas en la dirección del esfuerzo que produce la tennofluencia. Por ello, frente a los álabes "convencionales", fundidos en molde cerámico y con estructura policristalina orientada al azar, se estlin imponiendo los álabes obtenidos por solidificación con enfriamiento unidireccional. Para lograr esa estructura columnar, el molde que contiene en su interior el metal fundido se mantiene dentro de una campana de calentamiento (ver figura V.2.) que se desplaza lentamente; en tanto que la parte inferior del molde se mantien"e en contacto con una base metálica refrigerada. Kear y Piarcey han demostrado que el comportamiento a f1uencia mejora ailn más si desaparecen las juntas de grano, de tal modo que el álabe sea un sólo monocristal. Ello se logra empleando una técnica similar a la de solidificación con enfriamiento unidireccional, pero diseftando un adecuado cuello de botella en el molde (ver Hg. V.2.); para que la solidificación del álabe tenga lugar a partir de un sólo gennen.
La estructura columnar presenta, igualmente, ventajas para cualesquiera aplicaciones en que se desee otras propiedades direccionales, por ejemplo, las chapas magnéticas o los imanes permanentes. Y una ventaja de las piezas moldeadas con estructuras columnares profundas es que resultan más compactas, por la casi total ausencia de microrrechupe. Con todo, generalmente, la estructura columnar no suele ser deseable, precisamente por la anisotropra de propiedades que confiere al metal o aleación moldeados. Anisotropfa que, además, puede ser causa de agrieta-
HETEROGENEIDADES F/S/CAS EN LA SOLlDJFICAC/ON
Campana de calentamiento
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157
C.mp",. d. r.nlam~nto
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MONOCRISTAL
superficie fría
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Fig. V.2. SoIidi/icodén
mientas en posteriores enfriamientos o calentamientos, así como en opera. ciones de confonnado (por ejemplo, la laminación). Todos los factores que favorezcan el que la cesión de calor deje de efectuarse cuanto antes a través de la lingotera, y se dirija hacia el metal líquido, son beneficiosos para obtener estructura columnar poco profunda. A la inversa, los factores que favorezcan la continuidad de cesión de calor a través de la lingotera darán estructuras columnares más profundas. En consecuen-
158
CIENCIA E lflt'GENIERIA DE MATERJALES
cia, se podrá prever que, a igualdad de otros factores, la estructura columnar será más profunda: - A mayor refrigeración periférica del molde. - Cuanto mayor sea la conductividad ténnica del material del molde, ya que dicha conductividad es una medida de la rapidez con que el calor atraviesa un materia!. TABLA V.l. ConductiPidad tbmica de metales a 25° e (Kcal . m -1
.
h -1
.
o
e -1)
Plata. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . Cobre. . . . . . . . . . . • . . . . . • . . . . . . Oro. . . . . . . . . . . . • • . . . . . • . . . . . .
360 338 255
Aluminio. . . . . . . . • • . • . . . . . • . . . .
190
Wolframio. . . . . . . • • . • . . . • . • . . . .
173
Magnesio. Berilio. . Molibdeno..
.. ..••. . ..••.•.. .. .•. .. .. . .. .. . .. ...........•......
137 137 126
...........•...... . . .. . ..•. . .. .•. .. . .. ... .. . ... •. .. .. . .. ..•. . . .. .•. .. .. . • . . . •• . . . . • • . . . . . . ••. ••• .•••••. ••. . . .. ..•.. . ..••. ... . . . . . . •• . . . . .• . . . . . .
115 108 97 86 79 79 76
Sodio.. Calcio. . Zinc. . . Potasio. Cadmio. Níquel. . Radio. . Silicio. .
. . . . . . .
. . . . . . .
. . . . . . .
. . . . . . .
72
Hk~........................
65
litio. . .. .. Platino . . . . Paladio. . . . Cobalto. . . . Estallo. . . . . Cromo. . . . . Iridio . . . . . Tántalo. . . . Taljo. . . . . . Plomo. . . . . Uranio. . . . . Indio. . . . . . Anlimoruo. . Mercurio. . . Bismuto. . . .
61
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61 61 59
58 58 50 47 34 30 23 20 16 7 7
HETEROGENEIDADES FISICAS EN LA SOLIDIFICACION
159
- Cuanto más pequeñas sean las dimensiones de la pieza colada en el molde metálico. - Cuanto menor sea el grado de agitación de la masa líquida durante la solidificación, puesto que la agitación uniformiza la temperatura en el liquido. - Cuanto menos agentes nucleantes se adicionen al metal líquido, (estos agentes favorecen la pronta nucleación heterogénea de granos equiá· xicos). - Cuanto más alta sea la temperatura de colada de la aleación, puesto que el centro del lingote se mantendrá durante más tiempo a alta tempera· tura. Por consiguiente, a igualdad de otros factores, también será más profunda la estructura columnar cuanto mayor sea la temperatura TE de solidificación del metal. - Cuanto menor sea el calor específico del líquido. - Cuanto mayor sea la conductividad térmica del metal solidificado. Es oportuno señalar que las temperaturas de fusión de los metales TE (ref. Tabla 1.13.), sus capacidades caloríficas (ref. Tabla 11.17.) y sus conductividades ténnicas (Tabla V.2.) no guardan relación entre sí (Las conducti· vidades térmicas y eléctricas están, en cambio, directamente correlacionadas). Los metales sin puntos de transformación alotrópica -como, por ejemplo, el Aluminio o el Cobre- producen estructuras columnares más profundas que aquéllos con varios estados alotrópicos, como el Hierro; puesto que las sucesivas transformaciones en estado sólido llegan a borrar la estructura columnar obtenida en la solidificación. Por otro lado, los metales puros, según se verá en el capítulo siguiente, originan estructuras columnares más profundas que las soluciones sólidas.
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Fig. V.3. Secciones de lingoteras A) Perfiles lisos. E) Secciones favorables.
160
CIENCIA E lNGEN1ERlA DE MA. TERlALES
TABLAV.4. Contrtreión volúmetn"cD por solidijicoción de algunos metales
PI.. = Den!idad del líquido en gr/cm J TE = Temperatura de fusión en Oc Pg= Densidad del sólido a 20° P¡.
Antimonio . . . . . . . 6,5 Estallo........•. 6,92 Uranio.......... 17,907 Plomo .......... 10,57 Molibdeno ....... 9,35 Niobio.......... 7,83 Wolframio ....... 17,6 Titanio . . . . . . . . . 4,1 Zinc ........•.. 6,47 Vanadio. . . . . . . . . 5,5 Tántalo . . . . . . . . . 15 Magnesio ........ 1,57 Circonio . . . . . . . . 5,8 Oro............ 17,24 Hierro .......... 7.01 Cobre . . . . . . . . . . 7.97 Sodio . . . . . . . . . . 0.854 Platino . . . . . . . . . 18,82 Aluminio ........ 2,36 Plata . . . . . . . . . . . 9,20 Níquel. . . . . . . . . . 7.71 Cobalto . . . . . . . . . 7,66 Cromo. . . . . . . . . . 6 Manganeso . . . . . . . 5,84 Berilio . . . . . . . . . . 1,42 10,03 Bismuto...... Galio. . . . . . . . . . . 6.20 Silicio . . . . . . . . . . 2.51
e • 650 300° •al1500Ce • 340° e a 2650° e 0
a 2500 0 e a 3450° e 0 a 1700 e
500° e •a 1900° e
a 3000° e
700 •a 1900
0 0
e e
a 1100°C a 1550° e a I 100°C 410°C a 1800° e 700°C a 1100°C a 1500° e a 1500° e a 1950° e a 1400° e a 1500° e 300° C 30°C a 1450° C
• •
• •
e, en sr/cm J
TE
Ps
630,5 232 1132,3 327,4 2610 2468 3410 1668 419,5 1900 2996 650 1852 1063 1536,5 1083 97,8 1769 660 960,8 1453 1495 1875 1245 1277 271,3 29,5 1404
6,62 7,29 19.07 11,35
10.22 8,57 19,3 4,51 7,13 6,1 16,6 1.74
6,49 19,32 7,87 8,96 0,97 21,45 2,69 10,5 8,90 8,85 7.19 7,43 1,84 9,8 5,90 2,33
(
~:
-1) .100
-
1,81 " 5.07 6,09 - 6,87 - 8,51 - 8,63 - 8,81 - 9,09 9,25 9,84 - 9,64 9,77 - 10,63 - 10,76 - 10,92 - 11.05 - 11,96 - 12,26 - 12,27 - 12,38 - 13,37 - 13,45 - 16,55 - 21,40 - 22,83 + 2,34 + 5,08 + 7,72
-
-
Además de considerar los factores, Que evitan la foonación de una estructura columnar profunda (inconveniente para forja), también puede atenuarse dicha estructura mediante un diseno adecuado de las lingoteras. Por ejemplo, una Iingotera cuya sección transversal tenga perfil liso (f¡gura V.3.) resultará más propicia al agrietamiento Que otra de perfLI ondulado. En una Iingotera de sección cuadrada, la unión de los granos alargados de las caras contiguas produce trayectorias de rotura probable.
HETEROGENEIDADES F1S1CAS EN LA SOUDlF1CAClON
--
161
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' 912 C
13~
C
1538C
Fig. V.S. Comra:dón total del hierro desde el estado lfquido.
La estructura columnar no sólo se presenta en la formación de lingotes, sino también en todo proceso de solidificación con flujo direccional de calor a través de un sólido (así, por ejemplo, puede observarse claramente en los cordones de soldadura). V.2. LA CONTRACCION POR SOLlDIFICACION
V.2.1. Rechupe y contracción sólida La densidad de un metal en estado líquido es generalmente inferior a la densidad de ese mismo metal solidificado. En la Tabla V.4. se indican esas variaciones de densidad para los principales metales. Por consiguiente en casi todos los metales se produce una contracción al solidificar. Esta tendencia a la contracción no guarda relación con la temperatura TE de fusión. En la figura V.S. se esquematiza la contracción total de un metal, el Fe, desde el estado líquido hasta la temperatura ambiente. Adviértase que todo metal, después de solidificado, sigue experimentando variaciones dimensionales durante su enfriamiento. Estas variaciones pueden, a veces, ser dilataciones producidas por transformación alotrópica del metal. Es 10 que sucede en el caso del Fe. El metal contrae en estado líquido desde la temperatura de colada hasta la temperatura de solidificación (contracción líquida); también contrae durante el cambio de estado líquido, sólido, y sigue contrayendo (eventual· mente con dilatación parcial) en estado sólido. A la suma de la contracción líquida y de la contracción por solidificación, se la denomina rechupe. Cuanto más alta sea la temperatura en el momento de colar, más acentuada será la diferencia entre el volumen específico del líquido y el del sólido y, por tanto, mayor será el rechupe.
162
OENC/A E lNGEN1ERJA. DE MATERIALES
En las aleaciones resulta más complejo el fenómeno del rechupe. La densidad -tanto en estado líquido como en sólido- depende de las densidades de los elementos que Jo componen, pero también de otros factores, tales como la morfología de la cristalización, su intervalo de solidificación, etc. El rechupe así defmido comprende tanto la contracción macroscópica, o macrorechupe (mensurable, por ejemplo, en mm de contracción lineal por ro de fundido), como la contracción microscópica o microrrechupe, que frecuentemente aparece en los espacios interdendríticos rellenos por líquido no conectado con el resto del metal líquido, cuando los dendritas están muy desarrollados. (Al solidificar -y cont~erse, por tanto- estas pequeJlas porciones líquidas, no conectadas, se fonnan porosidades internas: esto es el miCfO"echupe). La fonnación generalizada de microrrechupes se produce habitualmente a partir del momento en que solidifica toda la periferia o corteza de la pieza o lingote; con anterioridad, la presión atmosférica unida a la presión metalostática obliga al líquido a rellenar los espacios interdendrfticos. Cuando la estructura de solidificación es columnar, presenta menos espacios interdendríticos y, por tanto, menos microrrechupe. Esto ocurre, por ejemplo, en las piezas solidificadas en moldes metálicos o coquillas que, por el contrario, dan mayores contracciones lineales o macrorrechupe que las mokl.eadas en arena. En efecto, como la contracción total se reparte entre macro y microrrechupe, las aleaciones con microrrechupes abundantes presentan menos rechupe macroscópico. (interesa subrayar que en la industria, esto no es conveniente, ya que mientras losrechupes macroscópicos permiten un eventual relleno con nuevo líquido si se dispone, por ejemplo, de mazarotas adecuadas, en cambio, no es igualmente posible la alimentaciÓn de los microrrechupes mediante una aportación complementaria de líquido; por eso es preferible evitar la fonnación de microrrechupes). Por Jo que se indicará más adelante al tratar de la compacidad, las aleaciones con amplio intervalo de solidificación dan más cantidad de microrrechupe que los metales puros y que las aleaciones eutécticas. A igualdad de otros factores, el macrorrechupe será menor en aleaciones con amplio intervalo de solidificación, que cuando la fusión tiene lugar a temperatura constante (metal puro, compuestos intermetálicos, eutécticas).
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Fig. V.6. La situación del rechupe depende de la dirección defj1ujo de calor en el enfriamiento.
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HETEROGENEIDADES F/S/CAS EN LA SOLlDIFICAC/ON
163
Cuando la densidad del líquido es menor que la del sólido, como sucede en la mayoría de los casos, el rechupe es un fenómeno inevitable; sólo se puede actuar sobre su posición, forma y dispersión. El macrorrechupe se localiza, en el sitio en que el metal líquido solidifica en ultimo término. La situaciOn del macrorrechupe depende de la dire~;:. ciOn del Oujo de calor en el enfriamiento (figura V.6.), y de la masividad local. En condiciones ideales, en que la pieza permaneciera isoterma en todos sus puntos durante la solidificaciOn y enfriamiento, las dimensiones exteriores de la pieza variarían uniformemente sin producir ningún hueco. . En ese caso, para obtener una pieza moldeada sana, bastaría dimensionar el molde con unas creces homotéticas a la pieza real. A tal efecto, resultaría favorable calentar los moldes y lingoteras antes de colar, y procurar enfriamientos de colada muy lentos. Esa solidificación ideal, con descenso isotérmico en todos los puntos de la pieza, sería posible en metales que reunieran las siguientes características: - Gran conductividad térmica en estado líquido (lo que uniformiza las temperaturas de la masa Hquida en cada momento). - Gran calor latente de solidificación (al retrasar el paso al estado sólido, contribuye también a la uniformidad de temperaturas). - Elevado calor específico en estado sólido (el calor de los cristales favorece el equilibrio térmico de toda la masa). En la práctica no suele ser factible la solidificación en el supuesto isotérmico. La naturaleza del metal. las diferencias de masividad. el disei'lo de la pieza concreta, y el modo de colar, imponen condiciones reales de enfriamiento que, en general distan mucho del ideal considerado. Para paliar los efectos negativos que, en la industria supone el rechupe, tanto por lo que se refiere a lingotes de geometría sencilla como a piezas moldeadas, suele recurriese al empleo de mazarotas. Las mazarotas. son moldes suplementarios de la pieza, cuya finalidad es alimentar en todo momento con metal líquido de reserva, los huecos de contracción. La mazarota debe estar unida al molde principal por un paso de secciÓn suficiente para evitar estrangulamiento y debe permanecer caliente durante más tiempo que la pieza o lingote. a fin que el inevitable macrorrechupe se aloje finalmente en la mazarota. la mazarota debe ser de material refractario; a veces se ai'laden productos exorémlicos para mantener liquido el metal en su interior el mayor tiempo posible. Estas mazarotas exotérmicas tienen la ventaja que su tamai\o puede ser menor que el de las ·mazarotas normales. Es interesante mantener liquida durante mucho tiempo la parte superior de la mazarota (mazarolas abiertas o atmosféricas) a fin de favorecer el efecto de la presión armosférica hasta la completa soIidjficaciOn de la pieza. Esto evita la fonnación de un vacio que, por aspiraciOn, favorecería los microrrechupes.
QENCIA E lNGENIERIA DE MA. TERlALES
164
Art.... dISU'bu6do
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lingote ••
lIngok continuo
Fig. V.7. Esquema de una mdquina de colada continua vertical
-Fi¡.. V.8. Solitllficación en lingolera.
HETEROGENEIDADES FISICAS EN LA SOLlDIFICACJON
165
Como no siempre es posible colocar mazarotas abiertas que permitan colar a través de ellas para alimentar todos los puntos susceptibles de dar rechupe (zonas masivas, entradas de ataque, ángulos entrantes, etc); a veces son necesarias mazarotas cerradas, que no establecen contacto con la atmósfera. Se denominan mazarotas ciegas. Para que éstas enfríen lentamente, con la menor relación superficie/volumen, es conveniente que sean de forma más esférica: las mazarotas ciegas suelen adoptar la forma de pera invertida. Además del empleo de mazarotas cabe tomar otras precauciones, cuando se trata de piezas de geometría sencilla, como son los lingotes. Para obtener lingotes sanos, lo deseable sería que el frente de solidificación fuese plano y horizontal. Resultará conveniente: 1.° Acercar las isotermas a las isobaras; de este modo la contracción puede ser compensada con un nuevo llenado. 2.° Procurar que las velocidades de llenado del molde o velocidad de colada (dependiente del diámetro de la buza), y la velocidad de solidificación (dependiente, entre otros, del enfriamiento) sean lo más próximas posible. Si la velocidad de solidificación es más rápida que la de Uenado del molde se forma una unión fria, defecto típico en lingotes colados defectuosamente. Si la solidificación es más lenta que la velocidad de colada, el molde se "encharca".
Hg. V.9. CO/«!Qefl vacío, efllingore'Q
166
CIENCIA E INGENfERIA DE MA TERlALES
Estas dos reglas se cumplen con bastante aproximación en el método de colada continua (figura V.?). Sin embargo, como muchas solidificaciones no se realizan de este modo, sino en moldes o lingoteras (ftgura V.S.), es preciso influir sobre diversos factores para que el macrorrechupe en las distintas piezas moldeadas, o en los lingotes, sea plano y horizontal (o, por lo menos, se sitúe en un lugar adecuado). Para conseguir que el rechupe sea plano y horizontal, (evitando que sea profundo), se debe intentar que las isatennas sean horizontales. Esto se facilita: - Evitando la pérdida de calor a través de las paredes laterales. ~ Colando por caída libre en vez de colar por sifón. Con este segundo
, Fig. V.lO. Lingoteras: 1. Conicidad directa.
-
-
-
2. Lingotera recta.
3, Conicidad inversa.
procedimiento se recalienta el pie de la lingotera. Además la colada en sifón requiere temperaturas de colada más altas para que el líquido tenga suficiente fluidez y no solidifique en los canalillos de colada antes de ser introducido en el lingote. En este caso el rechupe será mayor que en la colada por chorro o caída libre. La colada en sifón precisará mazarotas más exotérmicas que las de caída libre. Por agitación constante del líquido, si fuera posible. Por colada en vacio: de este modo disminuye la presión de gas que tiende a agrandar las cavidades de la zona porosa que rodea al rechupe. En efecto, los gases de sobresaturación que se desprenden en la solio dificación tienden a alojarse en el rechupe, que suele estar lleno de gas a alta presión. No desmoldeando antes que la solidificación haya sido total. (*). De lo contrario, el líquido enfriará a través de la corteza del lingote más rápidamente que en el interior de la lingotera, y dará un rechupe más profundo. (El desmolde precoz suele hacerse para prolongar la vida de las lingoteras). Retardando el enfriamiento de la parte superior del lingote, o favoreciendo el enfriamiento a través de su pie. Por ello 'debe tenerse en
(-) Los minutos, T, que tarda en SOlidificar,u!} lingote de sección transversal cuadrada, de lado L cm, son aproximadamente: T = (L:S) . (Cuando la sección transversal es rectangular, se toma como valor de L el lado menor del rectángulo).
HETEROGENEIDADES FISICAS EN LA SOLlDIFICACJON
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cuenta el diseño de las lingote ras, para favorecer la horizontalidad de las isotermas. A prop6sito del diseí'io de las lingoteras, y por lo que atañe a la horizontalizaci6n de las isotermas: - Entre las rectas (figura V.10-2.), son favorables las lingoteras chatas; es decir, aquellas en que la relaci6n entre la altura y su diámetro es pequeí'ia. - Entre las lingote ras c6nicas son favorables aquellas que tienen mayor secci6n en la parte superior (lingoteras de conicidad inversa, figura V.10·3.), pero estas lingoteras presentan dificultades de desmoldeo. Las mayores facilidades de desmoldeo y las menores pérdidas en los despuntes, se obtienen con lingoteras de conicidad directa, cuya mayor secci6n corresponda al pie, con pendiente del 19'. En estas lingoteras, el rechupe será más profundo; y para remediarlo son útiles las mazarotas. Las mazarotas son también ventajosas porque además del rechupe, alojan los gases y las inclusiones. Los macrorrechupes pueden ser externos o internos, según comuniquen o no con la atmósfera. En lingotes, destinados a una conformación mecánica posterior, el efecto perjudicial del rechupe externo es evidente, puesto que la superficie del rechupe, oxidada por el aire, no puede soldarse por recristalización durante la conformación mecánica por laminaci6n o foIja.
Fig. V.11. Solidijicac!ón dirigida.
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El rechupe interno, en cambio, si tuviera paredes limpias, se podría cerrar b~o la presión de los rodillos; aunque si existe escoria en el rechupe interno, ésta impediría igualmente una soldadura satisfactoria. (Defecto de hoja).
En algunos casos -debido a la posibilidad de eliminar los huecos internos por recristalización durante la conforrnación- no es desventajosa la formación de sopladuras repartidas en el interior de la masa metálica, de modo que compensen la posibilidad de formación de macrorrechupe; esto ocurre, por ejemplo, en los aceros efervescentes. En cambio, en piezas mol· deadas que van a ser utilizadas sin posterior conformación mec!n.ica, no resulta conveniente esa porosidad interior que merma características mecá· oieas de la pieza en servicio. En piezas moldeadas no resulta fácil conducir la solidificación siguiendo lo indicado anterionnente, ni tampoco es factible el supuesto ideal de solidificación isotenna en todos los puntos. Por ello se sigue otro principio contrario a la solidificaci6n ideal isoténnica; la solidificación debe iniciarse en los puntos más alejados de la mazarota y progresar en dirección a ella, para que el rechupe quede alojado en la mazarota; esta modalidad recibe el nombre de solidificación dirigida. (Figura V.l l.). Puesto que es difícil realizar una solidificación dirigida hacia una sola mazarota, es preciso colocar mazarotas en los distintos puntos susceptibles de dar rechupe. También se deben crear artificialmente dentro del área de influencia de cada mazarota unos puntos de comienzo de solidificación (eliminando calor mediante enfriadores internos -por ejemplo varillas del
Fig. V .12.Sislema de colada para acero
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moldeado.
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,. mismo metal- o bien enfriadores externos, empleando materiales de moldeo más conductores), y aislar otros puntos para que la solidificación se dirija hacia las mazarotas más próximas. Cuando una región de la pieza eslá constituida por un cilindro horizontal de poco diámetro con relación a la generatriz, es probable la aparición de un rechupe a lo largo del eje del cilindro; para evitarlo se ~comienda ampliar gradualmente la sección del cilindro en dirección a la mazarota a flIl de crear un gradiente lénnico favorable.
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Otro aspecto a tener en cuenta en el trazado de la pieza es que (estando la pieza en posición de colada) en cada sección horizontal el espesor de las paredes sea mayor que en la sección inmediatamente inferior. Estos dos aspectos -espesores regulannente crecientes de abajo hacia arriba, y horizontalmente hacia la mazarotas- son principios básicos de todo diseñador de piezas moldeadas.
Para el disef'io y localización de las mazarotas debe tenerse en cuenta que el rechupe se produce en aquellos puntos en que la solidificación tiende a ser más tardía, como son las zonas de masa superior a otras contiguas, los lugares recalentados por el paso continuo de metal, la conexión de paredes, los resaltes, las partes entrantes de ángulos, etc. Muchas veces la solución no reside tanto en emplear una multiplicidad de mazarotas para eludir los rechupes, como en estudiar el disef'io de la pieza (a menudo se podrán evitar ángulos vivos dando los acuerdos suficientes; procu'rando que los incrementos de sección sean paulatinos, y evitar masividades locales próximas a otras de menor masa, etc.) y precisar el modo de alimentar el molde. Respecto a este último punto (alimentación del molde), baste sef'ialar que el sistema de colada suele estar constituido -además de las entradas propia~ mente dichas- por el bebedero, y por el canal de entrada. El bebedero recoge el metal que fluye de la cuchara y debe llevarlo al canal de entrada sin arrastres de aire, arena o escoria. Es preciso que en el bebedero haya suficiente presión metalostática para que el líquido pueda recorrer el sistema de colada restante, penetre en el molde y lo llene plenamente. El metal ha de entrar en el molde sin turbulencias, para llenarlo en régimen laminar. El canal de entrada tiene, precisamente el cometido de frenar la velocidad del líquido, y permitir además su reparto a las varias entradas para un llenado rápido del molde (figura V.12.). Esto disminuye las diferencias de temperatura y aminora la posibilidad de uniones frías. V.3. DESPRENDIMIENTD GASEOSO DURANTE LA SOLlDIFICACION
V.3.1. Generalidades En estado fundido los metales suelen retener gran volumen de gases en disolución o en fonna de compuestos líquidos inestables. Así por ejemplo, el hierro líquido disuelve monóxido de carbono, dióxido de carbono, hi~ drógeno, nitrógeno, vapor de agua, oxígeno, (que es el principal gas disuelto en el acero líquido), etc. El Cobre líquido disuelve hidrógeno, oxígeno, dióxido de azufre, etc. También disuelven hidrógeno otros muchos metales tales como el Aluminio, la Plata, el EstaBa, etc. Cuando la temperatura del fundido desciende hasta el umbral de la soli~ dificación, se produce una rápida disminución de la solubilidad y los gases se desprenden del metal líquido; su desprendimiento prosigue a lo largo de todo el proceso de la solidificación. Cuando el desprendimiento de gases se opera en un metal casi totalmente solidificado, que no pennite su salida, los gases quedan retenidos: parte en las porosidades interdendríticas, y parte en el interior de cavidades de la
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masa metálica aún plástica. Estas cavidades, que reciben el nombre de venteaduras o sopladuras, pueden ser periféricas o internas. Las venteaduras periféricas suelen ser alargadas en direcci6n perpendicular a las paredes del molde: a veces adoptan forma abocinada. Por Jo que se refiere a las sopladuras internas, su fanna más corriente es la redonda u ovalada. El aire que llenaba el molde y queda retenido durante la colada puede dar origen también a cavidades, en la masa metálica: se denomina rechazo. Los gases odu ídos en las piezas moldeadas pueden deberse también a la acción del metal líquido sobre el agua que humedece los moldes: el rápido desprendimiento del vapor de agua del molde origina poros superficiales denominados picaduras, Todas estas porosidades, venteaduras, etc. reducen la sección útil de las piezas moldeadas y disminuyen su resistencia. Dado que la presencia de tales cavidades permanece casi siempre oculta a la observación directa, las piezas moldeadas son de menor fiabilidad que las piezas forjadas (a menos que sean debidamente inspeccionadas con rayos X, ultrasonidos, gamma· grafía, etc., para comprobar la ausencia de cavidades internas). Las venteaduras en los lingotes, destinados a la conformación tennome· cánica, son casi inocuas cuando se localizan dentro del metal, y no demasia· do próximas a la superficie: sus paredes sueldan y recristalizan durante la laminación o forja. A VC(;CS. (;01110 ya hl'mOs dicho. se procura la existencia de sopladuras intcrn:IS con el fil1 dt' l'Olllpcnsar d rechupe. En cambio, si las sopladuras aparel'cn en la sUlwrficie lokl lingoÍt' o comunican con su periferia, se oxidan y 110 puedel1 soldarse l'n las operaciones siguientes. Es conveniente clilllin¡lr las Vt'nl,'
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17'
Cualquiera que sea la posterior incidencia de los gases en una aleación' -sopladuras, porosidades, compuestos Químicos, soluciones sólidas, etc.las recomendaciones generales para evitar estos efectos desfavorables podrían resumirse en dos: aminorar la cantidad de gases disueltos en el líquido, y facilitar la salida de los gases en el molde. Los gases disueltos en estado líquido serán tanto más abundantes cuanto más elevada sea la temperatura de colada. Por eso las precauciones para eliminar gases disueltos son de especial interés en el caso de aleaciones de alta temperatura de fusión (al solidificar, el abundante desprendimiento gaseoso, puede producirse incluso con turbulencia). Para poder actuar sobre los factores que disminuyan la cantidad de gases disueltos en el fundido es necesario, en primer lugar, conocer la química-física de reacciones y los equilibrios en estado lfquido y así evitar los estados oxidados (emplear el desoxidante adecuado, por ejemplo CU 3 P para el cobre), o los estados sulfurados (por ejemplo empleando carbonatos alcalinos en bronces), etc. Los correctores químicos d~ben utilizarse en la medida exacta; las sopladuras o porosidades podrian ser menos perjudiciales que el rechupe debido a un exceso de desoxidan· te, o que las segregaciones quimicas producidas en sopladuras.
Para reducir en lo posible el desprendimiento gaseoso durante la solidificación de metales y aleaciones es conveniente, entre otras precauciones: - Emplear b~as temperaturas de colada (los cuproaluminos, por ejemplo, cuyas temperaturas de solidificación son altas -entre 1083 y 1037 0 crequieren que las temperaturas de colada no sean superiores a 100° C de la línea dellíquidus). - Mantener el metal en cuchara, un tiempo considerable para permitir el escape de los gases. - Colar en vacío. - Reducir la humedad en los moldes de arena. - Disminuir la proporción de aglomerantes orgánicos en los moldes no metálicos. - Evitar el arrastre de aire al molde. Para facilitar la saUda de los gases en el molde conviene disponer en la parte alta del molde salidas de aire (pinchazos), y habilitar orificios Que penetren hasta la huella, para permitir el escape de gases. También resulta útil aumentar la permeabilidad del molde a los gases, con arena más gruesa (reduciendo el contenido de granos finos de la arena, ya que éstos, al llenar los huecos de los granos gruesos, disminuyen la permeabilidad), o con un menor atacado de la misma. Aunque es recomendable facilitar la salida de los gases a través del molde, a veces, sin embargo, conviene sacrificar este aspecto mediante una solidi· ficación rápida -con pronta formación de una corteza melálica- a fm que la costra sólida proteja las cavidades internas del contacto con el aire.
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CIENCJA E lNGENIERJA DE MA TERJALES
Para eliminar elementos gaseosos presentes bl\io la fonna de solución sólida, son precisos -cuando ello es posible, como en el caso del hidrógeno en los aceros-, tratamientos térmicos de larga duración para favorecer la difusión del gas hasta el exterior.
V.3.2. Sopladuras por mon6xido de carbono en los aceros
Un caso particulannente notable de venteaduras, que por su importancia merece atención específica, es el de las sopladuras provocadas por el CO que se desprende en la solidificación de aceros. Corno resultado del proceso de su obtención, el acero líquido lleva gases disueltos, de los que el oxígeno -siempre presente- es el principal. En efec~ to, cuando un acero ha sido armado en horno o en cuchara hasta lograr la especificación química requerida, contiene cantidades apreciables de oxígeno disueltas en el líquido. Aunque el e del acero no se utiliza como desoxidante (se emplean desoxidantes más enérgicos, por ejemplo, Mn, Si, etc.) juega, sin embargo, un papel importante respecto al contenido de oxígeno disuelto; debido a los equilibrios químicos que se establecen entre Fea, Fe, e, O. A cada temperatura el contenido de oxígeno en el acero líquido es tanto mayor cuanto menor sea el "de C. Así, por ejemplo, a 1600 0 e, el porcentaje de oxígeno en equilibrio para aceros con e superior a 0,3% es s610 0,005%; en tanto que para aceros de 0,21f e es de 0,02% O y para aceros de menos de 0,15% e las cantidades de oxígeno disuelto son considerablemente mayores (0,05 a 0,1 ,,>. En estado líquido, el oxígeno y el carbono en soluci6n, reaccionan para dar mon6xido de carbono que tiende a desprenderse. La saturaci6n en CO del líquido es mayor a medida que desciende la temperatura, ya que el equilibrio químico se desplaza en el sentido de la formaci6n CO. La formación de burbujas de gas en el metal fundido no es espontánea: si no hay soportes para facilitar su nucleaci6n, el fundido simplemente se sobresatura en ca, pero no se forman burbujas. En cambio, en presencia de soportes o núcleos heterogéneos -como por ejemplo, paredes rugosas de la lingotera, inclusiones sólidas, etc.- aparecen las burbujas incluso con pequei'ia, y hasta nula sobresaturaci6n. El nacimiento espontáneo, en el interior del líquido, de una burbuja -formada por moléculas de CO- debería vencer una presi6n exterior elevadísima, suma de la tensi6n superficial del líquido, más la presi6n ferrostática, más la atmosférica. En efecto, y s610 por lo que se refiere a la tensión superficial, la bola de gas estaría bajo una presión exterior del líquido: 2~
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HETEROGENEIDADES FISICAS EN LA SOLlDlFlCACION
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-Fig. V.l3. Fonnación y morfologl'a de las sopladuras de piel.
en que y es la tensión superficial del líquido y r el radio de la burbuja. Para una tensión superficial de 1500 dinas en acero líquido, una burbuja de cm
0,001 mm de diámetro estaría sometida a una sobrepresión externa de 61 atmósferas. Tengase en cuenta que la presión del líquido sobre la burbuja es inversamente proporcional a su diámetro (una burbuja de 0,1 mm de diámetro estaría sólo a 0,6 atmósferas), y se comprenderá la imposibilidad de aparición de burbujas por la nucleación homogénea de unas pocas moléculas de ca. Las burbujas se forman, por tanto, sobre un soporte sólido, y después ascenderán en la medida en que puedan vencer las presiones exteriores ferrostática y atmosférica. Por lo que se refiere a la presión ferrostática es importante, sobre todo, en los grandes lingotes. (Por ejemplo, una
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columna de acero de 1470 mm, que es aproximadamente la altura de un lingote ordinario, equivale a una atmósfera de presión; la presión exterior en el pie del lingote es, por consiguiente, de dos atmósferas). La figura V.l3. ilustra el proceso de fonnación y la morfología de las primeras sopladuras, o sopladuras de piel. El frente de solidificación durante su avance comprime las burbujas y confiere a éstas una fanna alargada <> abocinada. En una sección transversal del lingote, estas sopladuras de piel, o comunican con la pared de la lingotera (sopladuras exteriores), o aparecen precedidas de una zona periférica exenta de sopladuras que recibe el nombre de piel. (Figura V.14.).
Cuando al cabo del tiempo solidifica la cabeza del lingote, las nuevas burbujas de gases que se forman junto a la costra ya solidificada no pueden desprenderse y quedan ocluídas, formando a veces una corona de sopladuras -generalmente de formas redondeadas-, homotética a la superficie del lingote: recibe el nombre de corona de cierre porque aparece como resul·
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Fig. V.1 b. Morfolog¡"a de lingotes con diversos grados de desoxidación.
tado del bloqueo o cierre de la cabeza del lingote (figura V.IS.). La región del lingote ·-incluldos la piel y las sopladuras de piel- que solidifica antes de formarse la corona de cierre, se conoce con el nombre de z01la pura. En la mitad superior del lingote suelen aparecer algunas sopladuras aisladas porque al ser grande la concentración del carbono segregado en dicha zona. se produce gran saturación en CO: a ello se une que la presión ferrostática es débil; y. por otra parte, el soporte proporcionado por los microrrechupes, facilita la formación de estas burbujas, V.3.3. Macroestructura de los lingotes de acero según el grado de desox idación Se llama acero calmado al desoxidado en grado suficiente como para evitar el desprendimiento de gas durante la solidificación. Esto puede lograrse mediante adiciones de ferrosicilio y/o Al a la cuchara, o bien por desgasificación al vacfo (es decir, exponiendo el metal fundido a una baja presión ambiental para quitar todo el oxígeno disuello, sin necesidad de agentes desoxidantes).
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La cabeza del lingote calmado con desoxidantes es liJ,:cramente cóncava y presenta macrorrechupe en la zona supcrior,(figura V.16.I.J. Ilabitualmenle se suelen impedir esos defectos mediante el empico de mazarotas que alojen el rechupe. De todas maneras estos aceros suelen obtt:ncrse en la actualidad por colada continua. El progreso de esta técnica y la ausencia de desprendimiento gaseoso durante la solidificación ha desplazado, en buena medida. a la colada en lingotes de los aceros calmados. Los accros calmados se utilizan cuamlu !ooc requiere una estructura ho-
mogénea. Todo~ Ill~ aceros de lilas tilo: OJOS' lIc (" \on de tipo c
HETEROGENEIDADES F/SICAS EN LA SOLlDIFICAClON
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brusco descenso de solubilidad de los gases disth... llos t'n cllíquido. AJcmás, al formarse CO. el oxigeno y el carbono qlll' lo inll:g,ran Sl' eliminan del fundido en proporción a sus respectivos pesos .. IÓllli..:us. 1'01' ....110. la caneen· tración de oxigeno en el acero liquido n.'slanll' dl'~rt't:l' más rJpidamente que el contenido en carbono. Esto. como es nalural. illlluYl' en el ritmo del desprendimiento gaseoso posterior. Si la efervescencia es notable. s~ 1"01'111<111 IllUl'll:IS burbu.i;ls I.:n la cabeza y pie del lingote. Las burbujas de ~alll'7a Sl' lksPI\'Il,ll'1l del frl'II1t' sólido y escapan de la masa líquida. En l'l pi,' ..kl lillg,Uk. a partir ,k Ull ci~rlo mo· mento de la solidificación. no lk'pn a Vl'l\I,.·l'r b prl'siúll r..... rosl;íli~a: quedan localizadas. con formas abocinadas. l,.'tI I,.·otas lk pUl'a altura y en situación tanto más próxima a la pared lit- la Iing.otl'r.. l'llanto más o:rcanas al pie del lingote (figura V .16. l. El total
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altas, para evitar que se produzcan fondos de cuchara solidificados. Por tanto, la elección de la temperatura y la velocidad de colada suponen un compromiso: para lograr una efervescencia adecuada y, al mismo tiempo, evitar la formación de esos fondos de cuchara. Puede aumentarse también el espesor de la piel, incrementando adecuadamente el grado de efervescencia del acero; por ejemplo, ailadiendo oxígeno, o polvos Que produzcan desprendimiento de oxígeno en el baf'io líquido. De este modo se consigue una mayor presión de CQ y, por tanto, a igualdad de otros factores, se producirá mayor desprendimiento de las burbujas fonnadasjunto a la pared del frente de solidificación. A la inversa, la piel resultará algo más estrecha -Y. por consiguiente, las sopladuras de piel más próximas a la periferia- cuando se interrumpe la efervescencia mediante bloqueado mecánico de la cabeza del lingote. Estos aceros de efervescencia interrumpida son consecuencia de una variación de la práctica empleada para obtener aceros efervescentes. Conviene que el contenido de oxígeno en el acero antes de colar no sea superior, y preferiblemente algo inferior, al requerido para los aceros efervescentes. Suelen ser aceros de contenido igualo mayor a 0,15% C y siempre menos de 0,39' C; se cuelan en lingoteras de botella, tapándose ésta al cabo de poco más de un minuto de iniciada la efervescencia. Al principio se produce un gran desprendimiento gaseoso con corrientes de convección que arrastran los gases formados en la pared y permiten su salida a la atmósfera. En la mitad inferior del lingote, las sopladuras no aparecen hasta que la evolución del hervido se modera por el taponado de la lingotera. Debido al aumento de presión producido por el blocado, las burbujas no pueden ya despegarse de la pared del sóHdo en que se formaron (figura V.16.5.). La interrupción de la efervescencia puede conseguirse también por medios químicos como, por ejemplo, adición masiva de Aluminio (o de otros desoxidantes, por ejemplo Titanio) en la cabeza del lingote para obtener (por calmado de la zona superior) una pronta solidificación de la cabeza y un cierre prematuro del lingote. Así pues, una vez conseguido el espesor de piel deseado, se frena el des· prendimiento de ca por medios mecánicos o químicos, y el resto del acero líquido solidifica de modo similar a los aceros semicalmados. Una interrupción demasiado prematura del hervido daría como resultado la morfología de la f¡gura V.16.4, con sopladuras de piel perjudiciales por estar prácticamente en contacto con el exterior. Cuanto mayor es la tenden· cia a "ascender" de un lingote efervescente, (ver morfologías correspon· dientes a la cabeza del lingote en la f¡gua V.16.), mayor es el espesor sano de piel en la zona baja del lingote (las muestras suelen tomarse a 30 cm de la base). En general, puede decirse que la efervescencia durante la solidificación aumenta la segregación química debido a la agitación del líquido. Por ello,
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la segregación en el interior de lingoles de acero de efervescencia interrumpida es -a igualdad de tamaño-- menor que en los aceros efervescentes, aunque mayor que en los aceros semicalmados. Entre los cuatro tipos considerados calmados, semicalmados, de efervescen· cia interrumpida y efervescentes-, los aceros calmados son los que producen menor grado de segregación, no envejecen a temperatura ambiente (rer. XI.8.1). y por laminación pueden obtenerse texturas favorables para cmbutición (rer. XI!.3.4). 4
V.4. APTITUD PARA EL MOLDEO
Se dice Que un metal o una a1cación son aptos para el moldeo. cuando (partiendo del estado fundido} pueden obtenerse. por solidificación. piezas sanas: que reproduzcan con perfección el molde. que sean compactas, y que no se agrieten durante el enfriamiento. V.4.1. Colabilidad Se llama colabilidad a la aptitud de un liquido metálico para rellenar el espacio Que se le ofrece I:n el interior del moldc. Se refiere al acceso del líquido. tanto a las zonas de menor espesor d~1 lllolde. como a los espacios intermetálicos Que se crean en el interior Je la masa a medida que se realiza la solidificación. A lo largo de la solidificación de un metal. cabe distinguir tres Napas sucesivas. Al principio es pequella la proporción de cristal~s de la fase sólida dentro del líquido. Estos cristales. aún no desarrollados para ~l1lrar ~11 contacto unos con otros. permiten ~I libre desplazamiento dc la fase liQuiJa continua. En la segunda ctapa. 105 cristak's I fase sólida} ~stán lo suficientemente dcsarrollados y forman lIna masa porosa a través dc la cual el liquido circula con mayor dificultad: las fases liquida y sólida !'Oon continuas. peTO sólo la fase líquida es susceptibk de de:splazalllientos relali\os. la tercera etapa aparec~ cuando el de:sarrol1o de la fas~ sólida eS impor tanteo y se opone como llna barr~ra al desplazami ..'nlO dl'1 líquido. Ahora esa fase sólida es continua. en tal1lO que: la fas ..' Ilqllid:¡ ::lpar~~'l' .;01110 discontinua y no son posibks los lÍl'Spl3Z3111il'llroS r~1:lti\'os ,kl liquido. Si al solidificar un fundido Illl'tálko 110 5'" pr,'S"'lltJl':.l .'sta ter.:t'rJ dJpa. su eolabilidad seria excelent.', Todos los fadorl:'s intrillsú'oS qUe .:onlribuyan a retrasar hasta el final de ];¡ solidifil'3l'ión dkh:\ et:lpa d... discontinuidad del líquido. favorecen su .;olabiliJad. Entr... \.'sos ractor..' s cabc citar, por ejemplo. la morfolog.ía de los nist:Jks: cll:lndo son convexos -como ocurrc con los eompm'stos interllll't:ili\.·os o (:IS\.'S illlallll'dias de los diagramas de equilibrio- la colabilidad t'S ll1~jor qll.' ,'lIando se- trata de cristales en forma de dendritas ramificados. (lipkos J~ las soluciones sólidas). Otros factol'C's. qUl' 1'0nlribll}'t"11 a la obt~nción d.' pio3s «Impactas. tales como un peqllel'o intervalo d", t~lllp\.·r3turas d~ so lid iti\.·:.Il'iÓll. son factores intcgr..nles de una blll'na \.'olabilidad. plenam~nte
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Fig. V.l7. Molde para el test de colabilldad (U. S. Naval Research Laborator)'),
De todas maneras, y aparte de los ejemplos indicados, no resulta sencillo enumerar con carácter general los factores intrínsecos para una buena co· labilidad. Es verdad que la viscosidad y la tensión superficial de la alea· ción 1fquida influyen en la fluidez; pero su papel es más bien secundario, porque conciernen sólo al estado !fquido, en tanto que la eolabilidad es el resultado de las propic.dades del estado líquido y de los fenómenos que se presentan durante la solidificación. De igual modo, la teoría sobre estática y dinámica de fluidos proporciona una luz valiosa pero tampoco permite, definir la colabilidad con carácter general, o compararla con la de otras aleaciones. Como se ha dicho, la colabilidad pertenece más bien al ámbito de las comprobaciones empíricas. En la práctica, la culabilidad suele ensayarse vertiendo la aleación fundida en un molde tipo. en forma de espiral plana y horizontal (figura V.17.). Suele darse como medida de la colabilidad, la longitud de espiral solidificada. Es un ensayo puramente comparativo. V.4.2. Compacidad
Las solidificaciones rápidas y con mazarotas adecuadas, son favorables a la compacidad. Para obtener un sólido compacto -si la estructura columnar alcanza el eje del lingote o el centro de la pieza- bastará que el rechupe quede alojado en la mazarota.
HETEROGENEIDADES lo'ISICAS ¡':N LA SOLIDIFJCACION
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En cambio. cuando la estructura columnar es poco profunda, o inexistente (como ocurre en las solidificaciones muy lentas), el rechupe queda repartido en microrrechupes de diámetro generalmente inferior a I mm: los dendritas equiáxicos llegan a entrelazar sus ramas durante el crecimiento y encierran pequeñas porciones aisladas de aleación líquida, que al solidificar originan. por contracción, poros internos. Teniendo en cuenta la relación positiva que hay entre compacidad y estructura columnar, puede decirse que la aleación es tanto más porosa cuanto más amplio sea el intervalo de solidificación; puesto que, (según se dirá en el capítulo VII al aumentar dicho intervalo disminuye el subenfriamiento constitucional y, en consecuencia, disminuye la profundidad de la estructura columnar. Para que una pieza de granos equiáxicos resulte compacta, será necesario que el líquido residual -discurriendo a través de los canales interdendríticos- rellene los microrrechupes. Esto sucederá tanto más fácilmente cuanto mayor capacidad de infiltración tenga el líquido residual. En cambio, si hay impurezas que impidan la libre circulación capilar del líquido, aparecerá más microrrechupe o porosidad, (por ejemplo, en el Aluminio mal elaborado que contiene alúmina en suspensión). Ln caso illleresanle de mejora en la compacidad de aleaciones de base Cu, como son los bronces. es el logrado adicionando 1'1> en pequenas canlidades (inferiores a 7"de Pb). El Pb insoluble en estado sólido en el Cu y en las soluciones sólidas de Cu pemite (ver diagrama de la Hgura IV.~5.) que el liquido L¡ rellene los microrrechupes produci· dos durante la solidificación del cobre (mas exactamente. durante la solidificación de la solución sólida alfa de Sn en el Cu). Esa facilidad para el relleno de los microrrechupes es una consecuencia de la baja temperatura a que lennilla de solidificar el liquido II (rico en Pb): una temperatura inferior a la de fusión del Pb. (327,40 C). El contenido maximo que puede añadirse al Cu y sus aleaciones es 30% de Pb, por las razones señaladas en el capítulo IV. Sin embargo. cuando el Pb se añade con la exclusiva finalidad de mejorar la compacidad. los conlellldos maximos de Pb son de 7". Esla limitación viene determinada por la gran densidad del líquido II rico en Pb: si la cantidad de líquido II es importante. los cristales de solución sólida alfa flotaran en el líquido antes de establecer un cuntacto entre sí y. por tanlo. antes que aparezcan los microrrechupes.
Los gast:s disueltos en el Hquido influyen también en la formación de microrrechupes y, por consiguiente, disminuyen la compacidad. La concentra· ción de gas necesaria para la nucleación de una burbuja es menor si se aplica al líquido una presión metaloslática negativa. Estas presiones negativas se crean allí donde un líquido haya quedado encerrado por el sólido; en con~cucncia, es de esperar 'que, si hay gases disueltos, se oudee y crezca una burbuja en aquella porción de liquido interdendritico que -por haber quedado aislada- propenda a fomlar microrrechupe. (Esras regiones aisladas pueden ser de líquido inlerdendrítico o, también. regiones que han permanecido líquidas debido a la forma de la masa que solidifica). Todas las orientaciones dadas al coJ.l1ienzo del apartado V.3 .1. de este capítulo -para reducir al mínimo la cantidad de gases disueltos en el 1(quido-, son eficaces para mejorar la compacidad.
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CIENCIA E lNGENIERlA DE MA TERlALES
La c1esulfuración de bronces (por medio de carbonatos alcalinos, de Magnesio, o de carburo de Calcio antes de colar), tiene por fmalidad eliminar el azufre; de otro modo -si las concentraciones fueran superiores a 0,1" S- se provocarían abundantes sopladuras y, en consecuencia, disminuirfa la compacidad del bronce.
Por otro lado. puesto que las aleaciones de amplio intervalo de solidificación suelen presentar un importante desprendimiento gaseoso a 10 largo del mismo (por variación de solubilidad en el líquido segregado), puede decirse que esas aJeaciones, también por este concepto -evolución gaseosa-, serán más propensas a la porosidad. A modo de resumen, cabe decir que -3 igualdad de otros factores, y considerando todas las aleaciones de un mismo sistema- el sólido obtenido será tanto más compacto cuanto más rápida sea la solidificación, más profunda la estructura columnar, menor la cantidad de gases disueltos en el líquido, más fluido el líquido, y menor el intervalo de solidificación. Suele decirse que en un sistema en equilibrio, la colabilidad es máxima cuando la fusión es congruente -a temperatura constante-, como ocurre en los metales puros y las eutécticas; y mínima para las soluciones sólidas saturadas. En cualquier caso. si una aleación no contrae durante la solidificación (como ocurre. por ejemplo, en las aleaciones Bi-Pb) la aleación no presentará porosidad debida al microrrechupe y, por tanto, resultará más compacta. Con cierta frecuencia la falta de compacidad suele evaluarse -además de empleando no destructivos como radiografia. gammagrafía. ultrasonidos, etc.- observando la insonoridad de I~ aleación. cns~yos
V.4.3. Agrietabilidad en caliente Al disellar una pkza dl' moldeo, conviene conseguir fonnas geométricas adecuadas para evitar tensiones cuando queda sólo una pequeña porción de líquido sin solidificar. La existencia de tensiones en esta etapa de la solidificación puede originar desgarramientos en caliente, que no podrán ser rellenados por el escaso líquido residual. Este riesgo de rotura es mayor en las aleaciones de amplio intervalo de solidificación (y más en particular si se trata de soluciones sólidas sin matriz eutéctica) debido al carácter paso toso del sólido al acercarse a la temperatura final de solidificación. El sólido formado apenas til'nc cohesión a causa de la presencia de una pequeña cantidad de líquido en equilibrio con él (como se deduce de aplicar la regla de los segmentos invasos al diagrama de equilibrio de la solución sólida), Para evadir esta agrietabilidad, convendría evitar la formación por rápido enfriamiento de una corteza periférica fría y, por tanto, de poca plasticidad. Al contraerSl' este sólido cortical tiende a reducir el volumen de la masa liquida interna que, por ser incompresible, puede producir grietas peril'¿ricas por esfuerzos de tracción. La rotura será más probable cuanto menos plástica sea la aleación: en razón. no sólo de la temperatura, sino
HETEROGENE'/DADES F/S/CAS EN LA SOLlDlFlCAC/ON
183
también de los espesores, profundidad de la e'itructura columnar, sistema cristalino del metal ctisolvente, etc. Para mejorar la aptitud plástica de la periferia de los lingotes son conve· nientes las lingote ras de sección no cilindrica; de este modo, resultan más probables las deformaciones, o las tensiones sin deformación, que las roturas. Cuando la colada es por caída libre, se produce a veces un agrietamiento periférico por descentrado del chorro líquido, que puede producir diferencias de espesor en la corteza solidificada y, consiguientemente, lonas de menor resistencia. Durante el enfriamiento -cuando la aleación ha solidificado plenamente-, pueden producirse también tensiones, deformaciones y grietas. Evidente· mente, el diseno de la pieza es un factor importante. También lo es la contracciÓn sólida (rer. V.2.1) que, entre otros. depende del coeficiente de dilataciÓn. Las aleaciones de alto coeficiente de dilatación acusan más, en forma de tensiones, las diferencias de temperatura -y por tanto. de contracción- entre las distintas zonas del sólido. También se ponen más de teIieve las eventuales variaciones de volumen. por transformación, si el metal disolvente presenta puntos alotrópicos. Para disminuir las grietas internas producidas en uro lingote o una pieza después de solidificar. durante el enfriamiento. es deseable que cada sección quede ,:omprimida por las zonas que la rodean homotéticamente. En este aspecto resultarCa favorable una rápida cesión de calor a través de las paredes de la lingotera o coquilla (aunque. como se vió más arriba. esto favorece los desgarramientos en caliente). Finalmente, cabe sellalar que las aleaciones de amplio intervalo de soli· dificación -habida cuenta no sólo del carácter pastoso de la solidificación. sino también de su propensión a la porosidad- tienen mayores riesgos de tensiones, defonnaciones o grietas en estado sólido. que las aleaciones de fusión congruente. V.S. SOLlDIFICACION A PRESION
Algunas de las heterogeneid:ll!\'s ffsh.. as inherentes :l todo proceso de solio dificación convencional. concretamente el rechupe y la porosidad debida al desprendimiento gaseoso, pueden evitarse si 1:1 soJiclit'ic,lción S\' realiza bajo los efcctos de una prt'sión suficiente. Los primeros tr:lbajos ell esh.· "entido se iniciaron en Rusb hace linos ciento wintidlKO ;Ji'los y son debidos:1 Chernov (1878). El proceso. rt'cienkmente comercializado. para lograr impedir el rechupe y porosidades. aplicando lIna presión suficient\'mente elevad3 durante 13 solidificación, se denomina Squeeze Casting. Es conocido tambien como "forja líquida". squeeze forming, extrusion casting, y pressure crystallisalion. V:lrias son 'as \'\'lltaj:lS ;¡pOnad;ls por esle proceso. Por una parh' la t'1imin;l<..ión de re....hllp\· y porosidades ha ....\:' innecesario el 11l3Z;lrot;,¡do. Por otro l;ldt 1 las altas pre:-iolles hacen irrt'k\':l111e la necesidad d\' ;Jf\'ndt'r :1 la cola-
184
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIAI.ES
bilidad potencial de la aleación. vinculada como hemos visto a su composición química. Por consiguiente re~ul(;j menos tlecisivo el requerimiento de emplear aleaciones de pequeflo o nulo intervalo de solidificación si se quiere obtener piezas sanas directamente por moluco. El squeeze castin.'l permite ulilizar aleaciones de amplio intervalo de solidificación, que en procesos habituales habrfan de recibir su forma definil ¡va por forja, a partir de un locho de geomelrfa sencilla. Las propiedades mecánicas de piezas de squeeze casling son similares a las piezas forjadas: es decir, son superiores, al menos en alargamiento y tenacidad, a las piezas convencionales moldeadas; y, además, resultan isotr6picas. La microestructura obtenida es fina y por ello habitualmente no se re-
(Iuieren agentes nucJeantes (reL 11.3.'. Para controlar esa microestructura pw..'lh: actuarse sobre la lempemtura ele colada del lrquido (preferentemente baja cuaruJo se utilizan aleaciones de amplio intervalo de solidificación, ya que la presión aplicada neutraliza los posibles microrrechupes) y sobre la temperalUra del molde (habitualmente entre 200 y 300 oC). Lógicamente. además dt' las temperaturas, son también parámetros determinantes del proceso la presión aplicada (generalmente entre 50 y 150 MPa) y el tiempo (ya que la presión debe mantenerse hasta que finalice la solidificación). la prestó n no solamente tiene un efecto compaetador. A propósito de la ley de Gibs aplicada a los sistemas metálicos (rer. IV.:!.) se ha hecho notar -y ellolateen lodaslos dia· gramas de equilibrio entre fases que la presión no es un factor de equilibrio, ya que éste resull,¡ levemente afectado por los aumentos o disminuciones, respecto a la presión atmosférica. habituales en la industria. Pero las altas presfones requeridas para el squeeze castin¡¡. pueden modificar la infamación que se desprende de los diagramas de equilibrio (en los metales que contraen al solidificar un aumento de presión conlleva, ley de Clausius·Clapeyron. la elevación de su temperatura de solidificación). A veces se producen aquellas modificaciones y ello afecta a las previsiones sobre temperaturas de solidificación y solubilidades de los aleantes del metal base: por lo cual es necesario diseñar aleaciones para este nuevo proceso a fin de poder aprovechar plenamente las ventajas que puedan derivarse de estos c:llnbios y evitar sus inconvenientes, Debe tenerse en cuenta, también. que la prei,ón aumenta el coefkiente de transmisión de caltlf: ILl que afecta al tamaño de la micro.'Hructura cuando las presiones requeridas son del orden de 100 MPa.
Esh' proceso está siendo utilizado actualmente, sobre todo en Japón y en Europa, en aleaciones ligeras (de base Aluminio) y ultraligeras (de base Magnesio). y abre perspectivas interesantes para materiales compuestos de matriz cerámica. V.G. COLADA Y PROCESADO DE ALEACIONES SEMISOLlDAS
A propósito de la aplitud para el moldeo de las aleaciones queda dicho qut." la colabilidad viene delerminada por. las sucesivas etapas de la solidificación y también por la morfología de los cristales (reL VA,). Así como también. y en buena parte es consecuencia de lo mismo. se ha insistido en
HETEROGENEIDADES F/SICAS EN 1.14 SOl.1lJIF1CAClON
185
la conveniencia de emplear, para d mollll..·l) Ll)IlVl..'lldonal de piezas, aleaciones de pequeño o nulo intervalo d~ solillifÍl.:¡ldOll. Habitualmente, también en el squeczl.: casting. la colada de una ale3ciOn se realiza introduciendo en el molde la aleación Ifquida, a una temperatura (temperatura de colada) superior a la de inicio de la solidificación. para que la aleación tenga suficiente fluidez. La colada de la akaciOn en estado parcialmente sOlido-parcialmente líquido sería inviable. Resulta, en cambio, posible cuando la aleaciOn, antes de ser colada, se tritura en estado semisólido (por ejemplo entre dos cilindros concéntricos) y el fino barro metálico se vierte luego en el interior de un molde. El proceso de conformación de una aleación semisólida, cuando la cantidad de sólido no es excesiva, produce la rotura de las soldaduras cnlr(' dendritas de los diferentes granos en crecimiento. Si la agitación es vigorosa. por ejemplo 500 r.p.m., elimina la morfología dendrllica y se oblienen granos redondeados contorneados por IfQuido.
'Fig. V.IR. Acero de corte thuoforjado, 50 X.
En los o.... tJs Newtonianos la viscosidad es independiente de la veloCidad de rotación. En cambto, estos barros metálicos resultan tbixotrópicos: su viscosidad sí depende de la velocidad de agitación (disminuyendo al aumentar ésta). y del (iempo (para una misma velocidad, la viscosidad alcanza un valor constante al cabo de un cierto tiempo). Para agitaciones vigorosas pueden conseguirse, incluso con proporciones sólido/líquido del 50%, comportamientos de mayor fluidez cuanto más vigorosa sea la agitación. Como es obvio las agitaciones requeridas producen un mpido desgaste de materia· les, tanto del agitador como del crisol. especialmente si las aleaciones son
CIENCIA. E INGENIERlA DE MA. TE1UALES
186
de allo PUnlO de fusión. En algunas patentes el agitador mecánico es sustituido por agitación electromagnélica. Se suele denominar Rheocasting al proceso que comporta la preparación previa del barro y su inmediata introducción en el molde, ya sea por coJ¡¡d
EstruclUra
Agitador
dendritica
~OCaSling
-/
Estructura de Thixocasting
Fig. V.19. Procesado de aleaciones semis6lidas SSM. (Kapranos).
El método discontinuo permite también la posibiHdad de un refundido del tocho y la ronfonnación del barro líquido. por forja. entre dos matrices. El proceso recibe. en ese caso, el nombre de T1rixo!ormiflK.
Entre las caracter{sticas de las piezas obtenidas por colada semisOlida merecen sei\alarse su buen acabado superficial, especialmente si son de inyección; la buena compacidad interior (prácticamente sin rechupe, ref.
HETEROGENEIDADES FISICAS EN LA SOI.lDIF/CACION
187
V.'2.I.I: y. como n:sull
thixolrópko hace menos necesario el empleu de aleaciones de pequeño inteT\'alo de solidificación p
Las perspe¡,;tiv:Js de futuro de l
lBB
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
El moldeo a la cer¡; perdida, o fundici611 con cnvoltur¡;, ha desplazado ¡¡ la forja en los álabes para turbina, ya que consigue un <.:omplcjo sistema de cavidades que permite su refrigeración por aire durante el servicio y. consiguientemente. una prolongación de la vida útil de la p¡¡la expuesta a una deforma¡;j(lIl por nucnd¡¡ (resullan más aconse· jables materiales de grano grueso que de gr¡¡rlo fino (J, cu¡¡nclo es posible. materiales monocristalinos o eutéct ieas orientadas)
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VI Solidificación de inequilibrio. Heterogeneidades químicas VI. l. SOLlDIFICACION PROGRESIVA y SOLlDIFICACION POR ZONAS
Tanto en el caso de solidificación de equilibrio como en el de ¡nequilibrio, el paso del estado líquido a solución sólida se realiza por mediación de una intereara, al igual que en la solidificación de un metal puro. El equilibrio perfecto consiste, según se ha indicado ya, en que la composición del sólido es uniforme en todo momento y también, la composición del líquido. Esto puede expresarse gráficamente como se indica en la fi~ gura VI.1., para la aleación Ca de la figura V1.2. Sin embargo, el equilibrio perfecto nunca se presenta en la práctica; entre otras razones, porque es prácticamente imposible conseguir una uni· fonnidad total del sólido a cada temperatura durante el enfriamiento. Como introducción a la solidificación de no equilibrio, se analizarán previamente dos casos de solidificación denominados solidificación progresiva y solidificación por zonas. En ambos casos puede admitirse que la homogeneidad de composición en el sólido por difusión de átomos es despre· ciable durante todo el proceso.
VI.l.l. Solidificación progresiva Consideremos la solución sólida fonnada por dos metales A y B, cuyo diagrama de equilibrio es el de la figura VI.2.: las líneas dellíquidus y del sólidus son dos rectas (lo cual puede admitirse cuando la aleación tiene una composición próxima a IDO?' A). Imaginemos que una barra de composición media Ql (en tanto por ciento en peso de B) es introducida en el interior de un horno m'óvil que se desplaza segun el esquema de la figura VI.3.: con lentitud suficiente para pennitir, no sólo que la concentraciÓn del sólido en la superficie límite sólido-líquido sea es :: K.el, sino también para que la porción líquida de la barra dentro del horno tenga siempre una composición unifonne en todos sus puntos. Puesto que la masa total del soluto existente en la barra no varía durante todo el proceso, se verifica la siguiente igualdad: L. Co ::
x Jocs.
dx + (L - x) Cl ::
fXes. dx o
Siendo: x
la zona solidificada hasta un instante cualquiera
e
+ (L - x) .2.
K
190
CIENCJA E lNGENIERlA DE MATERIALES
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I
Fig.'VI.J. Equilibrio perfecto. Variació" de composición en el sólido y en el [(quido para tiempos crederltn'1 <'2 < (3.
•
SOL!DIF'ICACION DE INEQUlLlBRIO. HETt,'HOGt:NEIUADES QUIMICAS
191
I I
, I L--::,:-_~~'o'---
...c:"'~'''--
KCo
__
%S
Fig. VI.2. Sistema binario con coeficlcllfc de reparto K
< l.
C\ la concentración uniforme del líquido restante la concentración del sólido en la superficie límite sólido-Hquido L la longitud total de la barra
es
Diferenciando la expresión anterior. queda de la siguiente forma: O =C s dx + (L - x) -
de,
-
Cs
- - dx
k
k
Integrando esta expresión -y teniendo en cuenta que las condicones iniciales son x = 0, = kCo -, se 9btiene la siguiente ley de distribución de soluto a lo largo de la barra, (que puede verse en la figura V1.3. para solución sólida de coeficiente de reparto K < 1):
es
e,
=
KC, (1
( 1)
·/.S
===.,;
-~.~
[7
.
.;¡-
---.'- ...~----~ _'-'.-, :;~
,-
Fig. VI.3. Solidificación progresiva
'''' 1---
C/ENCIA E INGENJERlA DE MA fERIALES
192
VI.1.2. Solidificación por zonas Refiriéndonos nuevamente a la aleación AB del apartado anterior, supongamos que una barra de composición uniforme Co es recorrida en toda su longitud por una bobina, de izquierda a derecha, según el modelo ¡ndi· cado en la figura V1.4. El desplazamiento de la bobina deberá hacerse a una velocidad que permita en todo momento la igualdad = KCL en la ¡nleTeara sólido líquido. Esta velocidad puede ser mayor que en el caso de la solidificación progresiva, ya que allí se procuraba, además, una unifpnnidad plena de toda la barra fundida.
es
Sean: a la longitud de la bobina calentadora x la abscisa de la ¡nlereara en un momento dado eL la concentración uniforme del líquido dentro de la bobina es la concentración instantánea del sólido en la intercara sólido-iíquido Teniendo en cuenta que la cantidad total de B ha de conservarse entre el origen de la barra (x::: O) y la intercara, se tendrá la siguiente igualdad:
ffs .
dx
-t
a . Cl
:::
(x
-t
a) . Co
expresión que, diferenciada, queda de la fonna: K (Co - Cs) dx ::: a . dCs Integrando y teniendo en cuenta que para x = O, resulta C s = KC o , se obtendrá la siguiente ley de distribución de soluto:
es = Co
[1 • (K - 1) exp
(-~x
)]
Esta fórmula es válida s610 desde x ::: O hasta x ::: L - a. Al dibujar la función (K < 1), se observa que cuanto más pequeña sea la longitud de la bobina calentadora ,ª, antes se llega a la "asintota" Co; ya que la pendient~ de la curva pa~a x ::: O es igual a Co K . ~ I -:- K) . .} . Para la longitud comprendida entre 11 y 111, la dlstflbuciórr del soluto B en el sólido sigue la ley progresiva deducida de sustituir en la fónnula (1) el valor Co por Co/K, que es la composición en B que presenta el líquido en la intercara 11. Por consiguiente, la distribución de 5OIulo desde 11 hasta el final de la barra seguirá la ley:
Cs ::: Co
X
(
)K - 1
1-a
SOLlDlF/CACJON DE INEQUILlBRIO. HETEROGENEIDADES QUIMICAS
'-1
sin lundir
~¡dilicsdo
c.
~=;:s¡l'-------+~~t-----
I
I
•I
Fig. VI.4. Solidificación por zonas (las dreas rayadas son iguales)
193
194
CIENCIA E INGENIERlA DE MA. TERL4.LES
V1.2. SEGREGACION MAYOR
La solidificación de lIna solución sólida realizada l'n la industria. dista mucho de las condiciones necesarias para el equilibrio. Con enfriamientos muy lentos podría lograrse una pcrl~cta uniformidad de composición en todos los puntos de la aleación líquida. pt.'ro nunca se alcanzaría la uniformidad del sólido (los tiempos requeridos para ello Serian del orden de a1'\05), Como consecuencia de ello. se producen siempre heterogeneidades en la composición química de la pieza o lingote solidificados. Consideraremos a continuación la solidificación de ¡nequilibrio de una solución sólida formada por metal disolvente A y un elemento saluto B cuyo coeficiente de reparto K sea menor que 1 l3nálogamente podria razonarse en los casos en que se trate de aleaciones con K mayor que 11. El sólido formado al principio es más rico en component~ de punto d\.' fusión alto, y el último sólido formado presentará una concentración en el metal de punto de fusión bajo, mayor que la media. Esta heterogeneidad qui· mica entre la primera fracción solidificada y la última. recibe el nombre de segregación. Esto explica, por ejemplo, que ordinariamente en los ling
VI.2.1. Segregación radial centr(peta
Para una ]ingolera cilíndrica de gran altura (con la finalidad dc que la cesión de calor sea sólo radial), la distribución de soluto B desde la periferia al eje de la lingotera depende de la composición del liquido durante el cnfriamiento. Consideraremos dos modos de realizar la solidificaci6n. En primer lugar (VI.2.1.1.) supondremos una solidificación tan lenta que ellfquido de la lingotera tenga composición uniforme en todos sus puntos. (Ver figura VIS donde se esquematizan las variaciones del soluto B en el sólido y en el líquido a medida que transcurre el tiempo). En segundo lugar, se considerará una solidificación más rápida, con formación de una intereara estacionaria sólido/líquido por diFusión; en la práctica industrial este modelo es más Frecuente que el anterior.
SOL/DIFlCACION DE INEQUILIBRIO. HETEROGENEIDADES QUIMICAS eje d. la Ii"got.,,,
: '"
~ .. 1
= 1,
= ==
'.
= =
Fig. VI.5.
VariJlción de compoJición en el rolido yen el Ifquido en [unción del tiempo t (11
195
CIENCIA E INGEN1ERlA DE MATERIALES
196
VI.2.1.J. Primer supuesto
Si en el líquido hay una perfecta uniformidad de composición química en todos sus puntos, la solidificación se realiza de modo análogo al indicado a propósito de la "solidificación progresiva": existe una intercara sólido-tí· KCL. quido en la que se verifica la relación
es =
Para una aleación de composición Co en el elemento B, siendo el coefi·
ciente de reparto K < 1, la distribución de $Oluto a lo largo de la masa $Oli· dificada varía de modo progresivo; y por analogía el caso considerado en VLI.I., puede admitirse la expresión siguiente:
siendo x la distancia a la pared de la lingotera y L el radio de la misma. En la f¡gura VI.6. se indica el perfil de composición en B desde la periferia al eje del lingote y su segregación global, que comprenderá una segregación negativa (composiciones inferiores a Co ) y otra positiva. Debido a la constancia del elemento B en la aleación, las áreas rayadas serán iguales.
1 I
1
+
t -;
,
•
•
-
Fig. VI.6. Perfil de concenrracione$ del elemento B en el lingote
SOLlDIFlCACION DE INEQUILJBRIO. HETEROGENEIDADES QUlMICAS
197
VI. 2. J 2_ Segundu supuestu
El segundo supuesto corresponde a una solidificación más rápida que la del 2./.1., (no permite la perfecta uniformidad del líquido en todo mamen· to), puesto que por difusión en el líquido llega a formarse una intercara estacionaria al cabo del tiempo. Inicialmente, el líquido tiene composición Co , el primer sólido formado tiene de composición KC o, y el líquido contiguo al sólido formado será más rico en B que la composición media de la aleación. La solidificación se realiza siempre a través de una intercara o interfase; y -puesto que la concentración de B en la intercara es mayor que la de B en el sólido y que la de B en el líquido- en el instante siguiente, átomos de B (del líquido) se acercan a la intercara y de allí pasan al sólido, enriqueciéndolo en B. Debido a la difusión en estado líquido, al cabo de un cierto tiempo se alcanza un estado estacionario tal, que el sólido en contacto con el límite izquierdo de la intercara tiene concentración Co en B y el líquido en contacto con el lfmite derecho de la intercara tiene también concentraciÓn Co ; en la intercara la distribución varía como se indica en la figura V1.7. Una vez alcanzado este estado estacionario, la solidificación progresa por desplazamiento hacia la derecha de la interfase estacionaria, y el só1i· do que se va formando tiene siempre la composición Co . La ley de distribución del soluto B en el sólido (por consideraciones que se deducen de la teoría de difusión) resulta ser:
Cs = C, [ l + IK - 1) exp
(- KDR) x]
siendo: R (en cm/sg) la velocidad de solidificación K el coeficiente de reparto D (en cm 2 /sg) el coeficiente de difusión de los átomos de B en el líquido Nótese la anolog(a entre esta expresión y la deducida en el caso de solidificación por zonas: ambas son iguales si se considera que la anchura O/R de la intercara de difusión. es i~ual a la longitud de la bobinH (J
En la figura VI.S. se señala, para este supuesto, el perfil de concentración de B en el sólido desde la periferia al eje de la Iingotera, así como su segregación global. En el supuesto considerado, la curva se acercará a la asíntota C o a menor distancia de la pared de la Iingotera cuanto mayor sea la velocidad de solidiR ficaci6n R. debido a que la pendiente de la curva es e o (K - 1) . K . - - .
-D
Para una te6rica solidificación instantánea (R = (0), la porción solidificada contigua a la pared del molde o lingotera tendría la misma composición que la aleación líquida introducida en el molde.
198
CIENCIA E INGENIER1A DE MA. TERlALES
Co hnnlIDIIIID'=~-------------.<1J..lJ..lJ..lft==,t.
KCo
Fig. VI.7. Perfil de cQllcenfració" al variar e/tiempo (K
SOLlDlFlCACJON DE INEQUlLlBRJO. HETEROGENEIDADES QUlMICAS
199
%B ','
':: '"
',o
.... ,.
Co/K
/ Segregación global ."
:" .,::; ;.~.
Co
~¡~
'.' KCo
....
I
,"
"
,. "
,"
I
\I-------C~ Fig. VI.S. Perfil de concentraciones del elemento B en el lingote.
En la figura VI.9. se presentan conjuntamente las curvas de distribución de soluto (para una solución sólida cuyo coeficiente de reparto K sea menor que la unidad), con solidificación direccional, y en condiciones tales que siendo inhomogéneo el sólido, la composición del líquido es: !: unifonne (es/K) en todos sus puntos Q: no unifonne, y con u'na intercara sólido/líquido estacionaria En la práctica industrial, la distribución del soluto B en el sólido suele seguir trayectorias intennedias entre las curvas ,ª, Q. Las solidificaciones de tipo a son más lentas que las b. Por otra parte, la pendiente de las curvas de tipo b -en su tramo inicial- son tanto mayores cuanto mayor sea la ve· locidad -de solidificación R (para solidificaciones instantáneas, es decir R "" 00, la curva 12. coincidir(a con la recta Y =C o ).
CIENCIA E lNGENIERJA DE MA TERIALES
200
La heterogeneidad en un cierto elemento B, cuyo coeficiente de reparto sea menor que la unidad, alcanzará valores más elevados cuanto menor sea su correspondiente valor K. El Hierro, al igual que con el Carbono, puede fonnar soluciones sólidas con otros muchos elementos. La forma de sus diagramas binarios corres· ponde. generalmente, a coeficientes K < 1. En la Tabla VI.l D., se indican valores de K para diversos elementos que forman solución sólida con el hierro.
. , %8
(a)
....
Co/K
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R, KCo ~:::'L--~
(a)
I-~~~- L
------1
Fig. VI.9. Perfil de concentraciones del elemento B en el lingote (R 2 >R ¡)
SOLlDIF/CACION DE INEQUILIBRIO. HETEROGENf.:IDADES QUlMICAS
201
TABLA YUD. CUC!JiciC!lHes K de fl'partu dI' d('IIWHu$ eJl el !liI'TTU (("¡plllall)
Oxígeno. _ Azufre. Fósforo (';,rh"nn Ni! r¡'!!l'lhl ("
Siliál. ~hlliblkl1l1
..
.. . . . . . ..
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Niquel. Mallg:m<.'su . Cobalto. Wolframio .. . . . . .. . Cromo. _ . . . . . . ... . .
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05l> O.bl> O,KO O.SO O.M
0.90 0.95 0.95
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A priori no es fácil anlicipar. en función de las condiciones de solidificación. la forma de las curvas reales de distribución d.: soluto en la lingotera. y en muchas ocasiones la distribución de B viene modificada por varios factores extrínsecos. Las corrientes de convección en el líquido. el desprendimiento de gases. las diferencias de volumen específico del sólido y del líquido. los desplazamientos relativos de los cristales en el líquido. y olros factores. pueden modificar los resuhados presumibles basados en los modelos de solidificación a o b. Al cortar transversahnenle un lingote de acero y alacarlo adecuadamenle. suelen observarse haces de lineas paralelas que siguen de fonna aproximada. de modo bomolético. la superficie de los lingotes: cada contorno es más alto en Fe que el con lOmo interno adyacente a él. Esta periodicidad puede explicarse porque al principio de la solidificación no existe d n.'girncn de difusión estacionaria a través de la intercara sólido-líquido: sino que la variación de soluto en el acero sólido es continua. El espesor de estos contornos puede llegar a alcanzar en algunos casos varios cen"tímetros. El espesor de los cOI/tomos de solidificad!", es más grande si el líquido se agita con un rablt=. o si hay corrientes de líquido. Las corrientes capaces de dar con lOmos en aceros calmados son debídas. generalmente, al chorro de colada. Cuando ésta es por cafda directa, el pie del lingole empieza a solidificar antes de que termine la colada y por ello el pie aparece más afectado de "contornos"; éstos suelen aparecer hasla media altura. desapareciendo luego: y pueden presentarse más marcadamente en un lado que en otro del lingote. a causa. por ejemplo. de un descentrado momentáneo del chorro de colada.
CIENCJA E INGENIERJA DE MATERIALES
202
Puesto que Jos "contornos" indican las posiciones del frente de solidificación al cabo del tiempo -es decir, de las isotermas- son muy útiles para conocer localmente el espesor solidificado durante los primeros instantes; y proporcionan una eficaz orientación en algunos casos para poder determinar el origen de agrietamientos en lingote. No obstante las limitaciones señaladas en el párrafo anterior, los mouelos a y b de solidificación son útiles para el análisis de la segregación radial en soluciones sólidas. Ello explica, por ejemplo. que cuando el líquido es constantemente agitado durante la solidificación. la segregación globaL debido a la uniformidad del líquido, alcanza valores más elevados, La agitación puede ser mecánica, o bien producid<1 por desprendimiento gaseoso en el interior de la lingotera como ocurre en el caso de los
La solidifi!.:aciól1 reaIiZ:.ld:.l seg(¡11 el supuesto V1.2,1.2, en una soludón sólida de coeficiente de reparto K menor qUl' la unidad. produce una intercara estacionaria cuya distribución de 5011lto B queda esqul'llHltizada en la figura VI.14, Teniendo en cuenta la fnnna de! diagrama, las tt'mperaturas de .:quilibrio en la intercara serán las indicadas en la curva de la figura VI.16,
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SOL/DfF/CACJON DE fNEQUlL/BRIO. HETEROGENEIDADES QUlMfCAS
203
Al comparar -para un mismo gradiente real de enfriamiento rápidola solidificación de una solución sólida con la del metal puro disolvente, pueden deducirse diferencias en cuanto a espesores de estructura columnar. La temperatura de solidificación constante TM del metal puro, queda sustituida en el caso de la solución sólida por la curva de trazos T 2 T I (figura VI.16.) y, por consiguiente, el subenfriamiento en la intercara en el caso de la solución sólida (subenfriamiento constitucional) es menor que en el caso del metal puro de punto de solidificación TM. (Fig. VI. 15).
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Fig. YIJ2. Segregaciones positiva y negativa en los aceros en función del didmetro de los lingotes (Bastien),
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CIENCIA E INGENJERlA DE MATERIALES
204
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Fig. VI.J4.Distribuci6n de so/uto en la
;ntercara.
El crecimiento de los dendritas columnares de solución sólida será más lento que en el caso del metal puro y, por consiguiente, la nucleaci6n de los granos equiáxicos aparecerá antes, frenando el crecimiento de los granos columnares. En la práctica se observa que Jos metales puros presentan estructuras columnares más profundas que sus soluciones sólidas; las diCe· rencias son más acusadas cuanto menor sea el coeficiente de reparto. VI.2.2. Segregación radial inversa
Las aleaciones cuyo volumen específico disminuye al solidificar pueden dar microrrechupes: la contracción en la capa cortical de los cristales dendríticos origina fmas fisuras (visibles al microscopio), y la depresión creada aspira al líquido a través de estos canales interdendríticos; por lo Que al fmal de la solidificación aparecerán zonas con alto contenido en metal de bajo punto de fusión. A veces, esta segregación inversa puede alcanzar la pe· riferia de la pieza o Lingote, y producir en ella zonas más ricas en metal de bajo punto de fusión (exudación). En general, hay contracción por solidificación en la mayor parte de las aleaciones, produciéndose, por tanto, en mayor o menor cuantía la segre· gación inversa: por ejemplo, en bronces Cu·Sn es típico el defecto llamado "sudor de estaBo".
SOLlDlFICACION DE INEQUILlBRIO. HETEROGENEIDADES QVIMICAS
205
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I Solución Sólida (Fig. V1.l6)
KCoCo Fig. Vl.15 y 16. Subenfriamienlo constitucional y eSlructura columnaT.
En la figura VI.17. puede verse la variación de contenido en Sn a lo largo de la sección transversal en un desbaste de bronce de 8" Sn. La exudación aparece como resultado del liquido enriquecido en Sn correspondiente al período final de la solidificación, fluyendo a través de microrrechupes interconectados entre sí, hasta alcanzar la periferia de la pieza. La segregación inversa de las piezas se puede hacer desaparecer mediante torneado o escarpado periférico, una vez solidificadas. Los metales y aleaciones que aumentan de volumen al solidificar (por ejemplo, Bi o aleaciones Bi·Pb) no pueden dar microrrechupe y, por consi· guiente, no presentan segregación inversa. VI.2.3. Segregación vertical
Los desplazamientos relativos de los cristales libres y el líquido rncx1ifi· can el esquema de razonamiento seguido hasta ahora a propósito de la segregación radial.
CIENCIA E INGt:NIERlA VE MATERIALES
206
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Fil. VJ.11. Variación del contenido en Sn en la sección diamerral (2.25 ") de un ci· Jjndro de bronce de 8"Sn (Kreil).
El líquido, por ejemplo, tiene tendencia a descender a lo largo de la pared fría; y después -cargado en elementos de aleación- tiende a remontar por el eje de la lingotera hasta la cabeza del lingote. A ello se añade que algunos elementos disminuyen la densidad del líquido, contribuyendo al movimiento ascensional de éste y al aumento de segregación. En el caso de los aceros, por ejemplo, el P y S aparecen por este motivo en mayores proporciones en la cabeza del lingote. Por otra parte, los primeros cristales libres fonnados, al ser habitualmente más densos que el líquido, suelen caer al fondo y arrastran también aquellas inclusiones cristalinas que solidifican a alta temperatura. Estas han podido servir de agente nuc1eante en los primeros granos o, simplemente, son arras-
SOLlDIFICACION DE INEQUlLlBRIO. HETEROGENEIDADES QUlMICAS
207
tradas por ellos en la caída. Por ejemplo, el pie de un Lingote de acero suele tener gran cantidad de inclusiones de silicoaluminatos, y cristales de acero con bajo contenido en carbono y en elementos de aleación. Este tipo de segregación -denominada segregación lIerticalo porgralledades caracter(stico también de los cuproplomos y cojinetes de alto contenido en Pb. Para evitar el inconveniente de que los cristales a medida que se forman floten en el líquido de alto contenido en Pb, es aconsejable que la aleaci6n no permanezca líquida durante mucho tiempo, por lo que se recomiendan las solidificaciones rápidas y el empleo de técnicas adecuadas (colada continua, colada centrífuga, colada en coquilJa) que dificulten la flotación. A fm de evitar la segregación vertical es también aconsejable -si las dimensiones del cojinete lo penniten- emplear técnicas de sinterizaci6n para obtener estos cojinetes por pulvimetalurgía, en lugar de emplear el moldeo por solidificaci6n. También se presenta una segregación vertical análoga a la del sistema CuPb, por alta densidad del I(quido, en los aceros al Pb o aceros de maquinabilidad mejorada.
VI.2.4. Segregaciones loc~es Bajo el nombre de segregaciones locales se agrupa el conjunto de segregaciones producidas por gases, por periodicidad en la cristalización y por segregación en grietas.
VI. 2.4. J. Segregaciones producidas por gases Anterionnente se ha aludido a la incidencia que el desprendimiento gaseoso puede tener sobre la unifonnidad del liquido y, por consiguiente, sobre la segregación radial. Pero el desprendimiento gaseoso no se produce sólo en los primeros instantes de la solidificación. Así por ejemplo, en el caso de los bronces -soluci6n s6lida de Sn en Cu- el hidrógeno pennanece disuelto en la proporción de 4 cm l /100 gr de líquido cuando éste tiene una composición de 97,5" Cu y 2,5% Sn; en cambio, el hidrógeno disuelto en un líquido de 80% Cu y 20% Sn es de 1,5 cml/lOO de liquido. Por con~ siguiente, al final de la solidificación, cuando el líquido es muy rico en estafia, el desprendimiento de hidrógeno es más abundante. Cuando la solidificación está ya avanzada, el líquido residual es aspirado hacia las cavidades donde se ha establecido una depresión por enfriamiento de la fase gaseosa aprisionada; y dicho liquido enriquece la cavidad en metal de bajo punto de fusi6n. Este tipo de segregación recibe el nombre de segregación en sopladuras. La micrografía VI.18., correspondiente a un bronce de composici6n media 15" Sn muestra la fuerte segregaci6n de So (la presencia del eutectoide senala que se ha alcanzado 27" de Sn) en el interior de una sopladura.
C/ENCIA E INGENIERlA DE MA TERlALES
208
Fig, VI.18. Segregación en Brom:e de 15% Sn
Un tipo de segregación debida a los gases, característico en lingotes de acero, es la denominada venas en A (ver figura VI.19 .), Las venas en A suelen presentarse tanto en lingotes grandes como en tin-
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• Fig. VI,19. Segregaciones en un lingote calmado (Derge).
- zona de segregación vertical negativa. + A segregaciones en A + V segregaciones en V
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SOLlDIFICACION DE INEQUILlBRIO. HETEROGENEIDADES QUlMICAS
209
gotes pequenos, en aceros calmados o en aceros efervescentes, en aceros aleados o no, en coladas al aire o en vacío. La forma filiforme de las venas se debe a las trazas dejadas por las bur· bujas de gas que suben dentro de un líquido cargado de dendritos libres; el trayecto de las burbujas se rellena luego de líquido segregado. Por eso las venas suelen tener mayores contenidos en S (en forma de sulfuro), P, C, Cr, (en los aceros de alto carbono suelen formarse carburos en el interior de las venas). Que el contenido medio del acero en dichos elementos. La heterogeneidad local que producen estas venas en el acero, una vez forjado, es desfavorable (problemas de mecanizado, diferencias de templabilidad, incubación de roturas, etc.).
VI.2.4.2. Segregaciones por periodicidad en la cn'staJización En los lingotes de acero suele apareCer un tipo de segregación por periodicidad en la cristalización que recibe el nombre de venas en V. Se aprecian claramente en lingotes de más de 20 toneladas. La zona basáltica del pie de un gran lingote ve interferido su libre cre· cimiento columnar por una lluvia de finos granos equiáxicos que caen hacia el pie del lingote. La zona basáltica puede reaparecer luego -por tener delante de sí un líquido desnucleado- y establecerse de este modo una cierta periodicidad de granos basálticos y granos equiáxicos de diferente fmura, que recuerda los fenómenos de sedimentación. Por otra parte, el perfil de temperaturas radial y vertical engendra roTrientes de convección; y en lugar de solidificar el acero en forma de capas horizontales de diversa finura, solidifica en capas cónicas superpuestas que aparecen desde el tercio inferior del pie del lingote hacia la mazarota, (figUra VI.I9.), a modo de sedimentos muy delgados separados entre sí por zonas igualmente CÓnicas de cristales de mayor tamai'lo. Los cristales equiáxicos finos forman una capa generalmente impermeable al líquido, por lo que al contraerse la capa inferior se origina un vacío entre ambas produciendo porosidades axiales en V; éstas son peligrosas porque es difícil hacerlas desaparecer por forja, ya que se hallan en el eje del lingote, y para conseguir su soldadura por recristalizaci6n es necesario emplear un elevado grado de forja. En ocasiones, la depresi6n causada en las porosidades en V puede ser suficientemente grande como para aspirar el líquido que sobrenada sobre la capa equiáxica fina; este lfquido puede enriquecer las porosidades axiales y dar venas segregadas en V. Micrográficamente puede verse que una segregación en V suele estar remontada por una zona más pura.
VI.2.4.3. Segregaciones en grietas. Cuando se produce una grieta por contracciÓn en el interior de la corteza periférica solidificada, al rellenarse la grieta nuevamente por líquido {de
210
CIENCIA E INGENIERIA DE MATERIALES
distinta composición), solidifica encerrando en su interior un filamento de segregación. En el caso de los aceros, este tipo de segregaciones locales en el interior de grietas previas constituyen zonas potencialmente frágiles, a veces ricas en inclusiones de sulfuros, que pueden ser origen de nuevos agrietamientos durante el enfriamiento o la forja. Este tipo de segregaciones se produce con una cierta frecuencia en lingotes, o en palanquillas de colada continua, siguiendo la trayectoria de unión de los granos columnares, en especial en los ángulos de la lingotera. VI.2.5. Indices de segregación mayor
Se llama índice de segregación de un elemento en un punto del lingote, a la relación:
. 100 siendo X el contenido del elemento en ese punto, y Xc el contenido promedio del elemento en la aleación. Para precisar la heterogeneidad general de un lingote, se suelen considerar otros índices: - Se denomina índice de segregación positiva a la relación:
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Fig. VJ20. Relieve de la segregación del carbono en un lingote de acero al carbono de 135 Ton. (Bastien).
SQLlDlF/CAC/DN DE /NEQUlLlBRIO. HETEROGENEIDADES QU/MICAS
211
- Se llama índice de segregación negativa a la relación:
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- Con el nombre de índice de segregación global se indica la relación:
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siendo Xr.t y >Cm los valores máximo y mínimo del elemento considerado. en el conjunto del lingote. La figura VI.20. presenta en relieve la segregación puntual del carbono en diversos lugares de un lingote de acero debido a segregación mayor. En la figura V1.21. se sei'l.ala la relaciÓn habitual existente en los aceros, entre el índice de segregación en carbono y los índices de segregación de otros elementos.
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Fig. V1.21. Segregación de
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V1.3. MICROSEGREGACION
En el supuesto VI.2.1.2. se ha indicado que la solidificación de un lingote de solución sólida Co• con K < l. origina una sección radial de composición casi constante C o• con una corteza periférica de composición inferior a Co (concretamente. en la pared de la lingotera seria K.C o) y una composición en el eje del lingote superior a C o : K (ver fIgUra VI.7.). Las solidificaciones reales -intennedias entre las curvas b ya de la figura VI.9 originan una segregación global superior a la de h e inferior a la de
ª
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TERlALES
212
Como resultado de la solidificación de no equilibrio, no sólo varía la composición química en las diversas zonas del lingote o molde. La com· posición química de cada grano varía también desde su núcleo a la periferia; esta heterogeneidad recibe el nombre de microsegregación. segregación menor o segregación dendrítica.. Un grano equiáxico de composición media C o rodeado por una intercara estacionaria, presentaría un perf¡J de composiciones cuya segregación desde el núcleo a la periferia del grano -por razonamiento similar al de la segre.gación mayor radial- sería K . Co - C F . (Fig. VI. 22). La línea del sóJidus -si para el caso de ¡nequilibrio se conociera C F se obtendría uniendo N y M. Esta línea indica -para cada temperaturacuál es la composición media del sólido fonnado hasta dicha temperatura. A diferencia de la línea del sólidus de equilibrio, que indica para cada temperatura (en el caso de solidificación de equilibrio) la composici6n instantánea, coincidente con la media unifonne, del s6lido fonnado hasta dicha temperatura. Puede decirse, resumiendo, que para solidificaciones de inequilibrio, la línea del sólidus en el diagrama binario aparece desplazada hacia la izquierda en las soluciones sólidas de K < l. No puede especificarse la cuantía del desplazamiento de la línea del sólidus; ya que la distribución del soluto a diferentes distancias del núcleo del grano seguirá una ley -o, b. o intennedia- que dependerá de las con· diciones en que se realice la solidificación. Por consiguiente, la composi-
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Fig. Vl22. DiagrrutUl de inequiJibrio
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SOLlDIFICACION DE INEQUIL/BRIO. HETEROGENEIDADES QUIMICAS
213
ción CF de la periferia del grano (y, por tanto, la temperatura fmal de solidificación en las juntas de grano) dependerá de aquellas condiciones. En las soluciones sólidas limitadas, esta heterogeneidad a escala microscópica puede incluso dar origen a otros constituyentes; por ejemplo, en el latOn 70/30 los granos son solución sólida alfa cuando el enfriamiento es de equilibrio. Pero si es de no equilibrio, los contornos de grano pueden ser de constituyente beta (lo mismo cabe decir a escala de lingote: en zonas próximas al eje, el sólido puede ser latón alfa + beta). La segregación menor en una solución sólida, se hace visible al microscopio al atacar con un reactivo químico adecuado la muestra pulida. Según sea la morfología de los granos cristalinos, la segregación menor se manifestará de modo particular en los espacios interdendrfticos o bien en las juntas de grano. Los estados de no equilibrio entrai'ían un riesgo denominado licuación o quemado, cuando la aleación sólida es calentada nuevamente hasta tempe· raturas próximas a la línea del sólidus T:: s . Si la aleación hubiera solidificado en condiciones de equilibrio, la licua· ci6n se iniciaría al llegar a T2 s, temperatura conocida para cada aleación binaria, puesto que se deduce del diagrama de equilibrio. En cambio, si la aleación presenta segregación menor, la licuación -en las juntas de grano o bien en los espacios interdendríticos- se inicia al llegar a TF temperatura que ordinariamente no se conoce. VI.J.1. Tr_amiento térmico de homogeneización La estructura micrográfica obtenida en una solidificación industrial -estado s6lido que recibe el nombre de bruto de solidificaci6n- presenta siempre una segregación dendrítica y, por consiguiente, una anisotropía de propie-
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Fil. Vl23. Recocido de homogeneización
214
CIENCIA E INGENIERJA DE MATERIALES
dades como resultado de la heterogeneidad química entre periferia y núcleo del grano. Este gradiente de concentración en B puede ser disminuido si se favorece la difusión de B hacia el interior del grano, por mantenimiento prolongado a alta temperatura. Este tratamiento -cuyo ciclo se indica cualitativamente en la fIgura VI.23.- recibe el nombre de recocido de homogeneización. El grado de homogeneización que se puede alcanzar por recocido es tanto mayor:
- Cuanto más rápidamente difunda el elemento B, es decir. cuanto mayor sea su coeficiente de difusión. Para ello conviene una alta temperatura de homogeneización, pero que no debe sobrepasar TF si se quiere evitar el quemado. - Cuanto más pequeñas sean las dimensiones del grano. Una velocidad de solidificación grande, proporciona granos de menor tamai'io y los espacios a recorrer por los átomos de B son más pequen os, por 10 que la homogeneización se conseguirá en menor tiempo. Un procedimiento para conseguir la rápida homogeneización de los dendritas es la conformación mecánica (forja) en ca/ieme. Proceso que implica -junto a ventajas metalúrgicas como recristaLización dinámica, cierre de sopladuras internas, afino de grano, etc.- un aplastamiento previo de los dendritas a alta temperatura, con lo que se consigue acercar la periferia de los granos al núcleo de éstos; los espacios a recorrer por B durante la homogeneización disminuyen, y la difusión es favorecida por el hecho de rea· lizarse a alta temperatura. El recocido de homogeneización elimina la segregación menor, pero no elimina los otros tipos de segregación que hemos analizado bajo el nombre de macrosegregación.
VI.4. INEQUILlBRIO POR REACCION EUTECTlCA y PERITECTICA
Análogamente a lo indicado a propósito de las soluciones sólidas, también los diagramas eutécticos y peritécticos pueden presentar estados de no equilibrio. Así, por ejemplo, una aleación que debiera dar únicamente solu· ción sólida, puede presentar eutéctica en los espacios interdendríticos como resultado del enriquecimiento del líquido en uno de los componentes duo rante la solidificación de no equilibrio. La micrografía V1.24. corresponde a una aleación de aluminio con 4" de cobre, moldeada en arena. Si la solidificación hubiera sido de equilibrio, el único constituyente sería solución sOlida alfa de composición uniforme en todos los puntos. Por no haber solidificado en condiciones de equilibrio, la micrografía muestra no sOlo segregación menor en el interior de los granos (nótese la diferencia de coloración en el centro y en la periferia de los granos), sino también la presencia de un constituyente matriz complejo (apa·
SOLIDIFICAClON DE INEQUILIBRIO. HETf,'ROGENJ!,'flJAIJ!':S QUIMICAS
215
Fig, VI24. Al - 4% eu. Solidificación de il/equilibrio
rece en los contornos de grano y en los espacios interdendríticosl que es la eutéctica binaria formada por solución sólida de Cu en Al y el compuesto intennetálico Cu A1 2 . Es relativamente frecuente que las aleaciones de un siskma t'uiC .: tko no solidifiquen por equilibrio. Ello hace recomendable la utilización de composiciones inferiores al límite de solubilidad cuando se trata de piezas que han de ser sometidas a forja posteriormen!e. O bien mantener la com· posición química, pero empleando tratamientos térmicos previos a la folja. a fin de recuperar la estructura de equilibrio constituida sólo por gnlnos de solución sólida. En el caso de la aleación considerada en la figura V1.24 ..
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Fig. VI2S, Solidificación de no equilibrio. Tratamiento térmico de homogeneización
C/ENCJA E INGENIERlA DE MATERIALES
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Fig.VI26. Sistema A I-Mg (A. S. M. -L,A, Willey)
ésta no podría ser calentada por encima de 548 e porque al alcanzar dicha temperatura se iniciaría el característico pataje por fusión de la eutéctica. El tratamiento de homogeneización de esta aleación debería hacerse siguiendo el esquema de la figura V1.25. La permanencia a temperatura inferior a la cutéctica tiene por finalidad desagregar la cutéctica por difusión en estado sólido; una vez conseguido esto, se puede continuar subiendo la temperatura hasta alcanzar la temperatura adecuada para homogeneizar la solución sólida. Ocasionalmente, forzar las condiciones para obtener eutéctica por ¡nequilibrio puede ser ventajoso para mejorar la colabilidad; si bien ello exigc luego el tratamiento de homogeneización. Entre las aleaciones ligeras -de base AI- son frecuentes los estados de no equilibrio; contribuye a ello cl amplio intcrvalo de temperatura de solidificación. En el sistema AI-Mg, por ejemplo, la cutéctica solidifica -como puede verse en el diagrama de la figura VI.26.- a 4500 e, en tanto que el Al puro solidifica a más de 200 0 e por encima de esta temperatura. El diagrama señala que la solubilidad máxima del Mg en Al es de 14,9%; en las solidificaciones industriales (por ser de no equilibrio) es corriente encontrar ya matriz eutéctica para contenidos en Mg a partir de 4%; las precauciones señaladas a propósito de las aleaciones AI-Cu serán también aplicables a estas aleaciones. Es frecuente que soluciones sólidas limitadas, cuyo límite de saturación corresponde a una reacción peritéctica, presenten dicha reacción, aunque su composición química hiciera prever únicamente la fomlación de solución sólida. El bronce Cu-Sn de 10% Sn es un ejemplo característico: cuando la solidificación es de equilibrio. se obtiene solución sólida alfa una vez finalizada la solidificación: en cambio, si la solidificación es de no equiliü
SOLlIJII-'/CACION /)1-: INI-:qUll.JHHIO IIgn:IWGJ>.'NI-:IJJAIJES QUlMICAS
217
brio la línc •• dd !>Ólidu, ~ lIl"splal.:t h;II:I;'¡ la Il.quil'rt!a. ligur:.. VI.]7. yap:..n,:(<;" fase (J en los l'spa¡,.'ios interdcmJril ico:. Úl' la fa:'l' 0'. Las propicdadl's dd bronce IO~ Sn solidilkado en condiciones de no equilibrio lIifil'ren nolablemente lid bronce "dl' equilibrio". l'or una parh'. el broncl" do.' no equilibrio no pUl'tlc calcnlarst' por encima d... 789 oC "In riesgo dt' quemado (fusión intergranular>. Por otro lado, el bronce de no equilibrio por prcscnt;.¡r fast' (3l"n los espados intcrdendriticos de O' (en tanto que el bronce ck 1.:4uilibrio est
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Sn
Fig. Vil? . Reacción perirécrica por solidificación de illequilibrio
VI.S. SOLlOIFICACION RAPIDA
En apartados anlt:riores de este capftulo se han considerado algunas consecuencias t'slruclurales derivadas de una solidificación del fundido realizada a las velocidades de enfriamiento -muy lentas o lenlas- habituales en la industria. Por otra parle. también t'n páginas anteriores. a propósito de solidificación por cnfriarnit'nlo continuo (rer. IIA.). se ha sena lado que.
CIENCIA E lNGENIERJA DE MATERIALES
218
para algunas aleaciones, con velocidades ultrarrápidas de enfriamiento, (del orden de 100.0ÚO o/seg.) pueden obtenerse materiales metálicos vítreos, de naturaleza no cristalina. Existe todo un rango de velocidades de enfriamiento que pueden aumentarse empleando medios más eficientes de extracción de calor, o disminuyendo el tamaño del sólido, o bien elevando el gradiente de enfriamiento entre el líquido y la temperatura ambiente. Algunos de los nuevos recubrimientos se basan en tecnologfas no convencionales. Entre ellos está el vitrificado con láser: fundir una delgada capa superficial. a veces habiendo depositado previamente sobre ella polvos de aleación. para que en el enfriamiento resulte vftrea la superficie.
La tabla VI.28., puede ilustrar sobre Ifmites de velocidad de enfriamiento para designar diferentes tipos de "rapidez" en la solidificación. los procesos habituales en que ésta produce, los espesores que generalmente tiene el sólido obtenido, y el espaciado interdendrítico si la solidificación no resulta vftrea. TABLA Vl.28. Velocidades de enfriamiento (Flemings). Límites de vel en °K/seg.
Designación del enfria· miento
10-6 a 10- 3
Muy lento
Grandes piezas y lin$otes
10-3 a 10
Lento
lPiezas y lingotes estándar
10 a 10 3 10 3 a lOS lOS a>10 9
Proceso
..
Límites de espesor
Espaciado dcndritos (cn ,um)
>6m
5000 a 500
6aO,2m
500 a 50
Rapidez medí Cintas delgadas. Inyección, Atomización normal .... 200 mn a 6 mm Rápido
Atomización de polvo, Extru si6n liquida. . . . . . . ... 16 mm a 0,2 !lTl1
Ultrarrápido Fusión por laser, por electro· . ...... .. nes, etc.
200,ua6,u
50 a 5
5 a 0,5 0,5 a 0,05
Las técnicas de solidificación rápida pueden resumirse en tres modalidades. Una de ellas es la solidificación rápida sobre una superficie mediante goteo sobre ella (para dar laminillas), o por chorro continuo sobre una rueda (para obtener cintas), o por chorro continuo en un 1fquido (para obtener hilo). Las dimensiones del sólido obtenido por este procedimiento, para que las velocidades de enfriamiento puedan resultar muy rápidas o
SOLlDlFICACION DE INEQUII.IHRIO. II/-.T/-.ROGENf:lIMlJt;S QUIMICAS
219
ullrarn1pidas. han de ser. obviamente, lIe rellueño espesor. Una cinta d~ metal vftreo obtenido por c...lc ... i...lema. apena ... supera actualmenle los 20 11m de espesor y 100 mm de :mdlUra. J)ara mayores espesores la estruclura resulta crislalina. Olra de las técnicas, muy frecuenlcmenle empleada, es la solidificación fragmentada del 1l
Las solidificaciones no vflrcas rápidas, que siempre resultan de no equi· librio, originan consecuencias microeslructurales complemenlarias al afino de grano y la disminución de espaciados interdendrfticos que son comunes a loda solidificación de ésta índole. En primer lugar cabe señalar que una solidificación rápida en forma de pequeñas J;;otas puede evitar completa· mente la segregación (reL VL2. [.2.). Por otra partc, la solidificación rápida modifica Jos diagramas de equilibrio. pero en sentido diferente a lo que ocurre (reL VL3,) con las velocidades de enfriamiento habiluales en la induSlria del moldeo. La solidificaciÓn rápida, por su instantaneidad, llega a inhibir parcial, y a veces plenamente, el movimienlo de átomos por difusión en estado Hquido (habitual en la nucleación y crecimiento de cristales sOlidos a partir de una aleación fundida), Como esa difusión proporciona las fases de equilibrio de los diagramas, o bien las fases de inequilibrio propias de una solidificación in· dustrial no rápida (ref. VL4.). su inhibición tiene consecuencias varias, La primera es que la solidificación rápida aumenla los Ifmiles de solubilidad sólida de un metal en otro.
220
CIENCIA E INGENJERlA DE MATERJALES
Con relación también a 10:- l!;;lgr:lllla.-. d\,.' l'lluillhno la ....ohdifh.:.ll,.·ll'lI r;ípiJa puede impedir la difusión en estado Hquido. 1h'l:l'Sólria para la lIlh.:kadún y ...1 crecimiento reciproco de los L'Onsliluyt'nll's lk Ull;t \"'uló.:til":.I. y evitar la fonnación de una eutéctica. Cuando no Sé' Ik·g.a a impt'dir b Jifusión. ni nt'utralizar la afinidad euléctica. la solidifil:al:i(~ll rJpiJa PUl'lil.: l:11nhi~ll dar origen a morfolog(as eutéclicas lllUY finas 1:00 nuevas fases de 110 equilibrio (que no figuran en el diagrama). Di;.;. <:11 19~~. h~bí~ logradu aumentar los límites de ~'llllbilidad del Sísh.'l1la 1\1·1-1.' 1'
.Id ~i]ull1inil,l modilkado. sin constituyen le primario proeulé":Ii."". l::n I'nO pu¡Ju uclcrllIill:J.!'Se que el conslituyeme. dispeoo en la matriz de aAlull1inio de l'~.1 ~'urtl'~ ··eUlt..:tk::J.·· eril una r_ de no equilibrio, AlóFe. Por lo que respe..:til al A]Ullllllj"•. 1I0ffmilll. en 1938. había logrado la solubilidad de 4% de Manganeso ('11 Alumlnill tl:uya solubilidad máxima ~Lin el diagrama de equilibrio es 1.8~ % iI 659 Oc ) OA 9(, a son 0(,,. Ouwel. en 1960. obtuvo por solidificación rápida de aleadone~ Af'.nl (1'11 1'1 dla¡.:ram;1 de equilibrio. la solubilidad máxima del (u en Ag es de K.M%en pc'su) s... lu":Il)llc~ SI·.lida~ totales de Cu en Ag y. por tanto. sin aparición de la eUlé"..:tkil par:a 21'1.1 % en JX'''U dl' Cobre.
Interesantes ventajas del procedimiento son el afino de grano: IJ obll'nción de estructuras uniformes -no segregadas ni micro ni macrot"slructuralmente-; el aumento de los límites de solubilidad (sobresaturación que permite, durante el enfriamiento de la solución sOlida, o posterior maduración, obtener mayores cantidades de precipitado logrando. a la vez. disminuir su tamaM), y la desaparición de estructuras no deseables. También se consigue en muchos casos aumentar, comparativamente a una solidilicación medio rápida o lenta, las características mecánicas -Ilmile dáslico y resis· tencia-, con aumento del alargamiento y la tenacidad. Entre los inconvenientes de la solidificación roipida cabe señalar que un importante afino de grano puede conferir, en contrapartida, un peor comportamiento a t1uencia y, para temperaturas medias del sólido. una cierta superplasticidad con las consecuencias de una notable disminución del límite eláslico y la resistencia mecánica a esas temperaturas. A eslo se añade la pronta redisolución de precipitados si los aleantes tienen alta solubilidad en el metal base y/o una alta difllsividad en estado sólido. Para aleaciones ligeras, de solidificación rápida, deben adicionarse al Aluminio ele· mentas que presenten, simultáneamente. baja solubilidad de equilibrio en estado só· lido y baja difusividad (para evitar la coalescencia de precipitados y su redisolución). En el ampHo campo de investigación abieno por la solidificación rápida son inleresanus los metales de transición y las tierras raras. La experimentación está demostrando que las aleaciones AI-Fe·VoSi y AI-Cr-Zn-Mn resultan bastante estables térmicamente y altamente resistentes, hasta temperaturas del orden de 350 oC. por lo que tienen panicular interés para la industria aeronáutica.
221
SOI./J)/PICACJON DE INEQUII.lItJUO. JlF.TEROGJ:'NJ:JJJAf)f."S QUIMICAS
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VD Transformaciones de equilibrio en estado sólido Los diagramas de equilibrio suelen constar de un diagrama de solidificación correspondiente al paso de sólido a líquido y de líneas de transformación en estado sólido; ya que una vez finalizada la solidificación, la aleación puede seguir experimentando transformaciones de equilibrio durante el enfriamiento. Estas transfonnaciones tienen lugar, generalmente, por: I-VariaciÓn en la solubilidad II-Transformación alotrópica IJI-Cambio de solubilidad y transfonnaci6n alotrópica VII. 1. TRANSFORMACIONES POR VARIACION EN LA SOLUBILIDAD VIL1.1. El proceso de precipitación
Considérese como ejemplo, el caso sencillo de dos componentes A, y B, que pueden formar entre sí una eutéctica constituida a dicha temperatura por dos soluciones sólidas saturadas as y (Js; y supóngase que durante el enfriamiento disminuye la solubilidad, tanto de B en la red cristalina de A, como de A en la red cristalina de B. (Ver figura VIl.l.). En la figura VII.2. se indica el proceso de solidificación y enfriamiento de la aleación 1, cuyo contenido en B es nll'. A partir de la temperatura Tp se produce un precipitado de solución sólida alfa; a dicha temperatura
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Fig. VII.l.
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0'1.10. loo'LB
LÚJeas de troflS!onnadón por insolubilidad
CIENCIA E lNGEN1ERlA DE MA TERlALES
224
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'" Fig. VU2.
Solidjjicaci6ny enfriamiento de la aleación 1(n% de B) de la fig. VIU.
-que recibe el nombre de cn'tica- se rompe el equilibrio porque aparece una nueva fase. De acuerdo con la ley de Chatelier se produce un desprendimiento de calor que se manifiesta en la desviaci6n de la curva de enfriamiento. Esta cantidad de calor es tan pequeBa que en la práctica resulta muy difícil determinar la temperatura Tp por análisis térmico directo; empleándose para la determinación de dichos puntos críticos otras técnicas como, por ejemplo, difracción - X, dilatometría, microscopía, etc. El proceso de precipitación de equilibrio se produce, generalmente, por nucleación y crecimiento. El mecanismo es análogo al indicado a propósito de una solidificación con difusividad decreciente al disminuir la tempe-
TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOL/DO
225
ratura. En la figura VIL3. se esquematiza la precipitación de la aleación I transformada isotérmicamente a diversas temperaturas. La proporción de C( y 13 para cada temperatura inferior a T p puede determinarse por la regla de los segmentos inversos aplicada al diagrama de equilibrio. En la figura VIL3. se sel'l.ala que el tamaf\o medio del precipitado es tanto más peque· l'l.o cuanto más baja sea la temperatura de precipitación isotérmica.
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A la t.mpetalur", Tk
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Fig. VII.3.
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l'Mo Pr..,ipillldO
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_MN NR
Precipitación por nucleación y crecimiento de lo aleación 1 (n~ B) de la jig. Vl1..J.
La precipitación se denomina continua cuando las partcculas aparecen casi uniformemente distribuidas en el interior de los granos cristalinos. Habitualmente, la precipitación continua se produce de tal modo que ciertos planos y direcciones cristalográficas de la partícula precipitada coinciden con determinados planos y direcciones del grano cristalino en que precipitan. En la Tabla VIL4. pueden verse algunas relaciones de orientación preferencial (o relación de epitaxia) entre precipitados y grano cristalino matriz.
226
CIENCIA E INGEN1ERlA. DE,\fA TERlALES
TABLA VU .... Rd«;""rJ et1Jlalo"dr/CQJ olttr 1IJ rf14 poun/ritl"'w",o, fA. S. M.J, F•• m.u;,., ... ...u .... crlll.olin.o
AI.AI. . ,Saluc:illn Idlidllll Al; lec Soluei6n Illlidllll Al; Ice
Ag.cu •• ..5oluclOn 1d1K» '" ",:lcc Solucilln "lid. . . CIl;lcc
.....zn..
"l6A.Z~:ba 6~lbl;bcc
A1.{;¡¡ •• ,Sah.ci6tlllllicll '" Al; Icc
la. ffI(lm: y /4, /II.S prn-ipitlldaJ que. produ~Ol f!n
F•• p'lClphMia y 11I oill..... crlllalifto
7(A.hAU;hc¡l
r' (tfltllitionell; htjl Solución l6lid••n Cu; fce Solueílln l6Iilh 111 "'; fce SoIuti4n .Iid. Ifl "'; Ice ' 7h".I,Zn.); bcc '(CuAI 2 ); hct
AI.M•.. .5oluei6n .Iidlln Al; lte
"(11I lnNlcilln);t.t ~~3Mhlfcc
AI.M • .si .SoluciÓll IlIliOa en Al; Ice AI,zn .. $oluddn IIllid, In Al; Ice
Mt:zSi;lce Zn tia PUfO: hcp
Au..cu(bl,Solucilln 16110, ilimitldl; Ice BloC.... $Gludlln IÓlldlllll tu; Ice
et'¡
Solucilln IIIlid. In Al; Ice
Releeio".. criI.......'tical (.. '". precipitMiI .lndicaen prlm.' locar)
IOOOll/{(111l,[1120JII [110J 10001) Jf 11III,/1120J 1I1110J Pllal ff lllXll; 10dlllll di~1IJf Pllalll (1111 o 11 Ol»; lodlllll dirwuiollll/I (111) 1111101, [1 fO) 1I1111J (100) "11001, [O lO) fl [010] 11 11001; (l001 JI 11001, 1011] JI [1201 UIOIIII (1110).1010)11 10111 lIfimlflll\lIIN 1I11C11 ff 0101; dupu41llfO· IIIbI.fflIllm 111120) PI.tll/{ 11001 PII&III/ (111); (000l! 11 0111.\l120J 11
"*'1
<100>
O.4C.fI. Aullellit. h-F.);fcc O,IC.fI, ....u$nrt. h-F.l; Icc
(lOO) 11 (IOllf, [010]11 ¡010] ZOIIU G~ IJ 11001; IIIlIJIu4I 72 1:011 II00J JI IlOOL [010) 111°11) FIfTitllOf.f.lIjlfOiIflKlQiIllI;ballIOI 11 U 11),11 1) fI (1 lO) F.níb.nPl"litl;ba 10111 fJ 10011. (100111 111101. ¡Oh] JI (OIOJ F'fTitI 11ft blillib 1UP.ri«; hu 11101 ff 11111, (liO]1J (211) Fmitl en lMiniN inftrio'; bec 11101 Jf 11111.1111 )JI(ITOJ CllIlIfllit.(Fl 3 CI; on!lo PI.ctS .. fl (111); 10011 Fl 3C JI .......
(A.uCu 11: ofd fo;! 71 ha.Cul;o,d ha
Co.cu .. .solucilln Illlid..." tu; lec
o.solución IIllicll.n Co; Icc
Co'¡>¡( b) ,Solución Idlid, In Pt.co; lec
et'ICoPd;ord fe!
ell-Ft .. .5011lCi6ft Idlidl In CIl; Icc
7-FI hM lflfllición); Icc
Cu~j.ca
a.F.; bcc Solucilln IIllid. 11I Coa; la
$oIutilln .lilhlll Cu;lu
Solución IIllilh 11I
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Cu.$i .. .5alucidn lólidl tu; la:
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Solución IIllidl.n Cu; Ice Solución IIltió. en Cu; la
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f.rit. (Q;f.¡; bcc PbSb .. ,Solucilln lI6lid,'" Pb; 1«
7 h.eu,Zna/; orll hce Solución IIllidi 111 Zn; hcp 71 1Fl• IiII ;f« 6 (Fl 3P);het Sol..cilIn s6lid. en Sh;molft
......
PI.tll /{ (lOO); 19u1l Ofil1ltlCión 11I l. 11. prlCipitad. Vl. f•• m.tril PI.tll 1/ !lOO); plf.~11I tOOIl 111 dl ... c. tionn e"NI (UlO); 19u1l orientación di l. f•• jlflCÍ!litad. V l. f•• m.tril l'IIeN JI 11111; oritntlCión 11I l. fM" PlICIIJI 1100); 1,11II Ofilnl.tilln 11I11 1_ prqibd. V 1.1•• matril PlKII IJ (1001; ltuIl orilflt.ción 11I11 fl. p..cipibd. V le l•• m....ir PlI(:II JI (11 11; 100011 fll1l1l, f11~J 11 (110) 1111111 (1101.( 110]11 [lil] j 111111 (110), (1 TO]II [11 1); pililO h.hitul Vfri.hl. 11 {SUJ ..,in (100);// tI 001,10 10]11 [01 OJ tl0141 fI 110l4l, [1 no] 11 [1120J 11121/H2101 ,,*,111121,1.4) (0011111111), [100) JI (liD)
'l'"
'.'1'
bec = Cúbico centrado en el cuerpo; Ix! = TetnsoNJ centrado en el cuerpo; fe( =CObico centrado ellles
caru; hpc: .. Eu¡on~ completo; oro ba: = Cl1bico centrldo en el cuerpo, oTdenado;ortho "'OrtorTÓmbieo;
moro "'RombcN!driro; tel =TelrqoNJ. Ver índices de MiIler ell C.pltl,llo X.
(b) TnrufCl.nn.eióll ordenid•.
TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOLIDO
227
En general, las relaciones de orientación aparecen para menguar las distorsiones que -por variación de volumen debido a la precipitación- se producen en el interior de los granos cristalinos; la fonnaci6n de la nueva fase de equilibrio disminuye la energía libre, pero, a su vez, el aumento de energía debido a la distorsión volumétrica que puede producir la nueva fase tiende a igualar aquella disminuci6n. Por ello, las orientaciones preferenciales se producen para disminuir la energía libre total y posibilitar la continuidad de la reacci6n. No debe confundirse esta precipitación continua -que tiene lugar con relaciones de orientaci6n- con la precipitación que suele denominarse discontinua o localizada. Puesto que la precipitaci6n se produce en general por un proceso de nucleaci6n y crecimiento, puede haber regiones del cristal Que, por ser favorables para la nucleaci6n heterogénea o facilitar la difusi6n de los átomos ~como son las inclusiones, las imperfecciones de red cristalina, los campos de microtensi6n por defonnación mecánica, las juntas de grano, etc.- resulten más adecuadas para situar allí la fonnaci6n de precipitados. Esta precipitación, localizada, suele ser abundante cuando los subenfriamientos son pequeBos. Con anterioridad se ha indicado que la precipitaci6n de equilibrio se produce en general por nucleación y crecimiento: lo que no excluye que puedan darse algunas reacciones de precipitación, que -aún requiriendo la permanencia a temperaturas inferiores al límite de solubilidad (y realizán· dose, por tanto, con difusi6n de átomos)- se produzcan sin fonnación de núcleos. Son reacciones poco frecuentes y suelen producirse cuando una solución sólida presenta una laguna de miscibilidad como la indicada en la fIgura VII.5, análoga a la considerada en estado lfquido a propósito de la reacci6n monotéctica. El sistema Al·Zn (para porcentajes en peso de Zo
Pon:antaja atórnicQ de Zn
·C
• 70o 000.'
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Fig.Vn.S.
SistemaAl·Zn (A.S.M.-L.A.Willey).
80
90
Zn
228
CIENCIA E INGENIEIUA DE MATERIALES
entre 31.6~ y 7~% I es caractt'rlstico Lle esle tipo de reacciones que reciben d nombre de espilluda/es la soluci6n sólida alfa. cLlbica centritda en las caras. se descompone por dcsrnezcle monofásico de átoll1oS producido por
difusión, en otras dos soluciones sólidas. también cllbicas centradas en las caras: con límites de composición uel1nidos para cada temperatura. Las estructuras espinodales dan origen a un entramado similar al de un tejido (estructuras tw/:'edy) que se caracterizan por la pequeña distancia 0
cnln' regiones de idéntica composición (50 a 100 Ao l. VII.1.2. Hipertemple y maduración Cuando la precipitación se realiza por nucleación y crecimiento. ya
sea de modo continuo o localizado. el mecanismo de precipitación fundamenta la posibilidad de tratamientos lérmicos que tienen por finalidad evitar la aparición del precipitado durante el enfriamiento. fhipatempleJ. o bien la obtención de un grado de dispersión fina de estos precipitados (bonificado), al calentar después del hipertemple. A propósito de la heterogeneidad química durante la solidil1cación de no equilibrio. se expuso un tratamiento térmico denominado recocido de homogeneización, para eliminar la heterogeneidad química producida por la segregadón dendrítica. Para ello debía calentarse la aleación hasta una temperatura próxima a la línea del sólidus, pennaneciendo a dicha temperatura el tiempo necesario para que -por difusión- pudiera obtenerse una composición química unifonne en todos los puntos del grano o dendrita de solidificación. El hipertemple (suponiendo que la aleación ha sido homogeneizada previamente) requiere calentar la aleación por encima de una lemperalUra cr¡'liea para redisolver los precipitados. (en la figura VII.6. (a) se perfilan las temperaturas que es preciso alcanzar para los tratamientos de solubilización): a continuación se enfría bruscamente la aleación desde esta temperalUra, evitando el máximo vertical de la correspondiente curva e (transfonnacióntemperatura-tiempo). a fin de obtener una solución sólida sobresaturada -metaestable- exenta de precipitados. Este tipo de lratamientos se emplea, por ejemplo. en muchos aceros inoxidables para redisolver los carburos y obtener un acero "exento" de carburos a la temperatura ambiente y, por tanto. con mejor comportamiento a corrosión. El bonificado es un tratamiento doble. Comprende, en primer lugar, un hipertemple y luego un calentamiento o maduración artificial que se esquematiza en la figura VII.6.b.: inmediatamente después del hipertemple la aleación se recalienta a una temperatura intermedia, para lograr (también por un proceso de nucleación y crecimiento) un grado de precipitación tanto más fino y disperso cuanto menor sea la temperatura T de maduración. Si la temperatura de maduración es excesivamente alta, los precipitados suelen ser de gran tamaño y se dice que la aleación ha sido sobremadurada
TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOLIDO
229
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SoIubili:r....
Tp
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Ag. vn.6.
Hipenemple y maduración artificial
o sobreenvejecida (over aging). Altas temperaturas de maduración, o prolongadas permanencias a temperaturas algo inFeriores, producen esFeroidizaci6n de los precipitados si éstos presentan Formas poliédricas (o de aguja o de láminas) para minimizar la relaci6n superficie/volumen. Este proceso suele ir también acompaí'lado de una aparente coalescencia de los precipitados: redisoluci6n de los precipitados pequefios y crecimiento de los grandes a expensas de los átomos redisueltos (Ostwald ripening). La maduración recibe el nombre de natural cuando se logra por permanencia prolongada a temperatura ambiente. El tratamiento térmico de bonificado para obtener una dispersión fma de precipitados influye en las propiedades del producto acabado, ya que tiene consecuencias prácticas sobre las diversas operaciones de conformaci6n v tratamientos posteriores al bonificado. En delenninadas aleaciones de Aluminio -por ejemplo, Aluminio con 1" de manganeso- los tratamientos de precipitación influyen a posteriori de modo importante sobre las temperaturas de recristalizaci6n: disminuyendo
CIENCIA E lNGEN1ERJA DE MA TER/ALES
230
éstas e inhibiendo el crecumento de grano de recristaJizaci6n primaria. En este mismo tipo de aleaciones también se logra mejorar el aspecto que presenta la aleación oxidada an6dicamente, si previo a esta oxidación se efectúa un bonificado. Con el fin de mejorar el aspecto de la oxidación anódica, el Aluminio Q comercial se trata a veces previamente a 630 para redisolver los precipitados; se hipertempla y luego se madura a 4500 para obtener una repretipitadOn fma, antes de realizar la oxidación an6dica. En algunas aleaciones la fonnación de la fase estable precipitada va prece· dida de la aparición de una o más fases de transición, metaestables, submi· croseópicas. Dichas aleaciones suelen denominarse aleaciones de endurecimiento (endurecimiento eSlnlctura/), pues en ellas el bonificado confiere gran dureza a la aleación. El endurecimiento por precipitación es el aumento de resistencia de la aleación a la deformación, debido a una fina dispersión de partículas duras precipitadas. El bonificado -al proporcionar generalmente una fma dispersión de precipitados- contribuye casi siempre a aumentar la dureza de las aleaciones; pero los incrementos notables de dureza se logran cuando la separación entre precipitados es tan pequei'l.a que dificulta el avance de las dislocaciones durante la deformación plástica; y esta fma dispersión, inapreciable al microscopio óptico, sólo se logra en aquellas aleaciones cuyo proceso de precipitación a partir de la solución sólida, presenta una secuencia de etapas con formación de fases de transición antes de la formación de los precipitados correspondientes a las fases del diagrama de equilibrio. Por su interés histórico y su amplia aplicación industrial merece citarse en primer lugar el duraluminio. Esta es una aleación de Aluminio con 4" de Cobre y 1" de Magnesio, su nombre deriva de la ciudad alemana de Düren en que A. Wilm, descubrió en 1906 su aptitud para el endurecimiento por tratamiento térmico de hipertemple y maduración natural. La figura V11,7. indica la variación de dureza con el tiempo para una aleación de AI-4" de Cobre hipertemplada a 5000 y envejecida a 130 0 • El endurecimiento máximo se produce por formación de estructuras de transición, antes que los precipitados lleguen a ser visibles al microscopio óptico. Esta evolución de la dureza es el resultado de tres estructuras de tran· Durn•• (HV)
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TRANSFUHMACION¡;:S DI!-' t;QUILlBRIO I!-'N ESTADO SOLIDO
231
sición denominadas Gr-l, l;P-2. Y O' fonnadas antes que aparezca la fase de equilibrio Cu Al 2 (fase O,. Las dos primeras estructuras de transición reciben el nombre de zonas de Guinier-Preston, en honor de los primeros investigadores que estudiaron su fomlación por medio de la difracción de rayos X. Las zonas GP-l están constituidas por grupos de átomos de Cobre; su longitud es aproximadamente 100 AO Y su espesor 2 o 3 átomos; se presentan en el plano (100) del Al. Son completamente coherentes con la matriz. (los átomos de Cu ocupan posiciones del cristal de Al). La segunda estructura de transiciÓIJ (;P-2 es un ·.lrecipitado en fonna de disco con una estructura cristalina tetragonal y dimensiones: 1500 A° de diámetro y espesor 150 AO. I·.stc prccipitado es coherente con la matriz de aluminio a través del diámetro. pero es incoherente a 10 largo del espesor. Su composición media es la mism del Aluminio. La fase de equilibrio CuAI 2 • o fase (), es tetragonal e incoherenle con la matriz. Los parámetros a y b son iguales y miden 6,06 AO; el parámetro c tiene una longitud de 4.87 A 0. Entre la aleaciones comerciales de Aluminio se logra endurecimiento estructural con las de Al-Cu, Al-Zn, Al-Mg-Si, AI-Zn.Mg. Actualmente se están desarrollando con igual finalidad aleaciones AI-Li. Todas estas aleaciones de Aluminio ---{l/eaciones ligeras de alfa resisfencia- tienen evidente interés para la industria aeronáutica. La Tabla VII.8. proporciona una orientación sobre la mejora de características mecánicas que pueden lograrse en el Aluminio si la aleación de éste con pequeñas cantidades de otros elementos, pennite endurecimiento estructural. Compárese, por ejemplo, la resistencia de algunas de estas aleaciones con la resistencia máxima del Aluminio comercial (99,5% Al): en estado recristalizado, éste tiene una carga de rotura de IDO MPa con un alargami~nto del 30% (por deformación en frfo, confiriendo acritud hasta el estado duro, la carga de rotura sólo podría elevarse hasta ISO MPa, con alargamicn to del 5 %). Muchos sistemas no férreos (por ejemplo, Cu·Be, Cu..cr, Pb-Sb·Sn, etc.) presentan también endurecimiento estructural por hipertemple y maduración. Entre las aleaciones de base Cobre, tienen interés comercial el Cu
232
CIENCIA E INGENIERJA DE MATERIALES
TABLA VII.8. CaraetenslÍcas estmctllral
IIICCIlIIÜ'QS
Je
O/gIlIlOS
Temperatma para hipertemple
Aleación
ah'adul/t!s de Alumillio Je {'I/Jufec/miento
Enfrjamil'nto
Maduración en huras (1-1)
AI·6" (u AI1%Mg'().5%Si
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MPa
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en agua
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con 1 % Cr. y el Cu con 2% Be (vé:lSl: en la Tahla 111.14. las SOlllbilidadl~s lllj-
ximas del Cr y del Be en el ('u). Por hipertcmple del Cu-l%Cra 900 0 C. Y maduración al ambiente (o bien 0 maduración a 500 e durante dos horas), se obtienen 4::;0 MPa de carga de rotura, con un alargamiento del 1S %. Por lo que respecta al Cu-2% Be, es considerable el endurecimiento estrUo':tucal logrado por precipitación; solubilizando los precipitados a 800 0 e para posterior hipertemple en agua, y madurando la aleación a 320 0 • [a carga de rotura obtenida es de 1250 MPa con 2% de alargamiento: lo que supone un aumento importante de dureza si se considera que [a carga de rotura del Cu recristalizado es del orden de 250 MPa con alargamiento
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Fig. VH.9. Zonas de Guinier-Preston en AI-4%Cu, 30.000 X.
233
TRANSFORMACIONES DE EQUiLIBRiO EN ESTADO SOLiDO
del 30% (por deformación en frío, confiriendo acritud hasta el estado duro, la carga de rotura sólo puede elevarse a 450 MPa, con alargamiento del orden de 5 %). Algunas aleaciones de base Fe presentan también la posibilidad de endu-
TABLA VD.IO.
Aceros maraging Análisis wl%
Mn
C
Tipos
SI
S
P
Ni
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1. .... < 0-03 <0·10 <0·10 0·01 <0,01 11. 0·03 <0·10 < 0·10 < 0·01 <0·01 111 ... <0·03 <0·10 < 0·10 <0·01 <0·01
... <
Co
Mo
Al
TI
3-3~ 0·10 O·~O 17·19 8·9 17-19 7-8\-! 4-6·5-1 0·15 0·40 17·19 8lf1·9lf1 4· 7·5-~ 0·15 0·60
recimicnto estructural por bonificado. Entre ellas merecen ser citadas las aleaciones denominadas aceros maraging. desarrollados a partir de 1960 por la Intemational Nickel Company. En la Tabla VILlD. se sef'lalan algunos tipos representativos, y en la Tabla VIl.ll. sus características después del bonificado. TABLA VII.l1.
Carac:tensticas de los aceros maraging R,. MP,
Tipo
1. 11 111
1400
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Rm
MP,
1700
1500 1950
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~150
A%
14·16 10·1~
l'
Resiliencia a 20 0 (enjulios)
e
81·149 24· 35 14· 27
El principal agente endurecedor es el Ni] Mo, seguido del FeTi. El tra· tamiento supone la formación previa de martensita Ni-Fe (cúbica centrada en el cuerpo) por enfriamiento al aire desde 850 0 e y posterior envejeci· miento de ésta a 4800 e durante tres horas. Existen también otros tipos de acaos maraging de 20% Ni con 1,5% Ti, 0.25% Al Y 0.5% Nb. Los precipitados responsables del endurecimiento es· tructural son el Ni 3 (AI Ti) y el Ni] Nb. Enfriados desde 8200 C y con maduración posterior a 480 0 C durante 3 horas, se obtienen 1800 MPa de carga de rotura, 1700 MPa de límite elástico y 11 % de alargamiento.
CIENCIA E lNGENIERlA DE MATERIALES
234
Mayores valores de R y E, con alargamiento similar, se logran aumentando el Ni hasta 25~. Por enfriamiento desde 8200 e no se obtiene martensita, sino austenita. Por ello, es necesario realizar a continuación -previo a la 0 maduración a 4800 e durante 3 horas- un tratamiento a 700 e, durante 0 4 horas, seguido de enfriamiento hasta _78 e, para transformar la austc· nita en martensita. Son también aleaciones férreas típicas de endurecimiento estructural algunos de los aceros inoxidables, (en la Tabla VI1.I2 .. se indica una se· lección representativa). Los elementos responsables de) endurecimiento estructural son P, Mo, eu, Nb, y/o Ti. El tratamiento térmico comprende un enfriamiento de temple desde 1200° e y un envejecimienlO a 700_800° C. Ellfmite elástico alcanzado es aproximadamente 700MPa. TABLA VII,12. Aceros inoxidables de endurecimienlv eSlnlcfllral (A ISI J, UNS Núm.
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SI
0.05 OJO 0.01 O.ros 0.10 1:2.:!.5! 13.:25
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(SISSOO) 0.ü7 1.00 0.040 0.ü30 1.00 14.00/15.50 3.50 5.50 (SI 74(0)
0,07
1,00 0.040 0.030 1.00 15,SO·17.50
3.00 5.00
(517'MlI 0.(1) 1.00 0.040 O,M) 1.00 16.00 18,00 6.50j7.75
Otros
2.00/:2.50 Al 0.90/135 \" 0.010 (u
2.5014.50
Cb + T.. 0.1510.45 Cu 3.0015.00 Cb + TaO.ISjO.45 Al 0.75/1.50
VII.1.3. Fases terminales y fases intermedias A/ comienzo del capítulo se aludió a la formación de precipitados d~ solución sólida a formados por pérdida de solubilidad del melal A en una solución sólida 11 Luego. a propósito del endurecimiento porpreprecipitación -o endurecimiento estructural- se ha hecho referencia a la formación de pr~cipitados de composición cstequiomélrica (e igualmente en la T
TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOLIDO
235
ponde a las leyes de la valencia. Son, por consiguiente, duros, poco plásticos, y con baja conductividad eléctrica y térmica. Tienen, por tanto, propiedades intermedias entre los metales puros y los verdaderos compuestos químicos de valencia normal. A diferencia de los metales puros y las soluciones sólidas cuya localiza~ ción en un diagrama d~ equilbrio aparece en sus extremos -y por ello reciben el nombre de fases tenninales-, los compuestos intermetálicos corresponden a posiciones intermedias en el diagrama de equilibrio {fases intermediasJ. Dado que los compuestos intermetálicos tienen una composición este· quiométrica, su presencia en un diagrama de equilibrio está determinada por una recta vertical. Algunos de ellos se forman por reacciones en estado sólido; y otros, se obtienen directamente desde el estado fundido -solidificando a temperatura constante (ref. Cap. 111.l.2.)-, lo que determina que la línea dellíquidus presente un máximo relativo (figura. III.5.). Tanto las fases terminales, como las intermedias, reciben el nombre de constituyentes simples de las aleaciones. Tal vez sea oportuno recordar que componentes de una aleación son los elementos químicos que la integran; y que una aleación binaria de dos componentes A y B puede presentar una estructura micrográfica formada exclusivamente por granos de un único constituyente, (como ocurre en las soluciones sólidas), o bien por dos constituyentes simples (tal es el caso de los granos de solución sólida con precipitados en su interior sef\alados en las figuras VII.2. y VII.3.). Las propiedades de las aleaciones dependen no sólo de la naturaleza de las fases terminales, sino también de la naturaleza, cuantía, tamaf\o y localizaci6n de las fases intermedias. Escapa al objeto de esta monografía una pormenorización acerca de la naturaleza y propiedades de los compuestos intermetálicos. No obstante, nos referiremos a dos tipos de compuestos intermetálicos: los carburos y los compuestos electrónicos; los primeros por su interés como constituyentes secundarios de los aceros aleados (para herramientas, inoxidables, resistentes al desgaste, etc.) y los segundos, por su papel en las aleaciones de cobre (latones, bronces, cuproaluminos, etc.). Las aleaciones férreas y las aleaciones de Cobre -junto con las de Aluminio- ocupan los primeros lugares en la producción mundial de materiales metálicos. (Figura VII.13).
VIl./.3./. Carburos. Los carburos pueden clasificarse, atendiendo a su red cristalina, en carburos simples y carburos complejos. Pertenecen al primer tipo los carburos: TiC, zrC, HfC, VC, NbC, TaC, WC, W2 C, MoC, M0 2 C. Los TiC, zrC, HrC, VC, NbC y TaC, que tiene una red cristalina similar a la del cloruro sódico: en los vértices y centros de las caras de un cubo se sitúan los átomos del metal, y el C se localiza en los centros de las aristas y en el centro del cubo. No admiten Fe en solución sólida (sustituyendo a los átomos del metal carburígeno), ni reaccionan con
CIENCIA E INGEN1ERIA DE MA TERIALES
236
No férreos
Fundiciones férreas
Zn
Aceros
Fig. VII.l3. Materiales metálicos. reparto de la producción mundial. A) Producción anual de férreos y no férreos. B) Producción anual de melalesférreos.
Fe para dar carburos temarios. Son carburos muy estables, con temperaturas de fusión altas: 314DoC (TiC), 35S0°C (zrC), 3887°C (HIC), 283DoC (VC), 3500·C (NbC), 3875·C (TaC). La estructura cristalina de los carburos WC y MoC es exagonal sencilla. La de W:zC y MOle, también exagonal, puede verse en la figura VII.14. Estos carburos de estructura simple, exagonal, resultan muy estables. Sus temperaturas respectivas de fusión son: 2867° e (WC), 2857° e (w:z e), 2692° e (Moe), 2687° e (MOl Ct Admiten reacción con el Fe para dar carburos ternarios muy complejos -en concreto los carburos Fe4 W2 Cfe3 W3C típicos de los aceros de corte rápido (suelen denominarse carbu~ ros M6C)- cuya estructura cúbica compleja contiene 112 átomos por celda, de los que 96 átomos son de metal y 16 de C. La mayor parte de los carburos adoptan estructuras muy complejas. Por 10 que respecta al Cr, cuyos carburos son constituyentes de buen número de aleaciones férreas, este elemento (cuya solubilidad en C es prácticamen~ te nula) forma los siguientes carburos binarios: Cr23C6 (denominado K¡ en la literatura metalúrgica), Cr7 C 3 (denominado Kl ) y Cr) e l (ref. IX. 3.2). El Cr23 C 6 tiene una celda elemental cúbica compleja, de caras centradas, formada por 116 átomos de los que 92 son de Cr y 24 de C. Los átomos de ,.....-:.~a-l
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Fig. YII.14. Celda exagonal del W2
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TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOLIDO
237
Cr pueden ser sustituidos por otros elemen[Os -fe. W. Mo- sin perder la estructura cristalina propia de este carburo. aunque formando carburos menos estables; y que tienden a descomponerse dando otros carburos. algunos más estables, incluso. que el propio CrnC6' La temperatura de fusión del Cr1J C6 es 15100 C. Pero cuando se halla como constituyente disperso en los aceros, se descompone mucho antes de alcanzar dicha temperatura y sus componentes entran en solución sólida en la red cristalina de Fe. (Prácticamente. el Cr n C6 esta ya disuelto para temperalUras superiores a 11000 C). Recíprocamente. el Cr n C6 puede formarse por precipilación durante el enfriamiento a partir de ferritas ricas en C'r: es la forma común de carburo de Cr de baja temperatura. El ('r 1 (') tiene una celda exagonal compleja formada por 80 átomos (56 de Cr y 24 de C). Su temperatura de fusión es 1765° C. El Cr puede también ser sustituido por el Fe. El Cr J C 1 cristaliza en el sistema ortorrómbico. con 24 átomos de Cr y 16 de C por celda elemental. Su temperatura de fusión es 1890° C. El cromo, al igual que el cobalto y que el manganeso. sustituyen a veces a los átomos de Fe en la cementita (C Fe) cuya estructura cristalina puede verse en la figura VIII. l.) para dar un carburo ternario de estructura cernen· títica, que suele denominarse carburo M)C o también carburo K·. Los carburos pueden formarse por solidificación directa. o bien por pre· cipitación en estado sólido durante el enfriamiento a partir de soluciones sólidas ternarias o cuaternarias de base Fe. Son más estables a redisolución cuanto más sencilla es su estructura cristalina. El delicado balance entre velocidades de difusión en estado sólido y estabilidades de los carburos. es causa de la sensible dependencia entre propiedades dI,' los aceros y sus tratamientos térmicos. Existe un tipo de constituyente intermetálico simple. sin carbono. frecuente en aceros de alto contenido en Cr. cuya estructura micrográfica. ~
fig. VII.15. Carburos de Cr m
UlI
acero refractario. moldeado
238
CIEJt.'CIA E INGENIERlA DE AlA TERlJtLES
Fij. VII.16. Carburos en un acero de he"amientas
cuando la precipitación es abundante, resulta aparentemente similar a los carburos: las fases sigma. Las fases sigma -al igual que los carburos- precipitan por un proceso de oucleadOn y crecimiento con curvas de transformación temperatura tiempo de tipo C. Su forma y distribución en la matriz metálica, aún en cantidades muy pequeflas, modifica considerablemente las propiedades de la aleación. En aceros inoxidables, su formación se ve favorecida por la presencia previa de otras fases de alto contenido en Cr tales como, por ejemplo, carburos de tipo M 23 C6 . En el sistema binario Fe-Cr, cuyo diagrama puede verse en la figura VIII.23., se advierten las fases sigma cuyo contenido en átomos de Cr oscila entre 43 y 5
239
TRANSFORMACIONES DE EQUILiBRIO EN ESTADO SOLIDO
VII. J.3.2. Compuestos electrónicos Entre los varios constituyentes que pueden formar el Cu y el Zn, según puede v~rse en la figura VII.I?, existen unos compuestos intermetálicos (J, 'Y, li, t que reciben el nombre de compuestos electrónicos. Su formación se debe a una inestabilidad de la nube electrónica que llega a saturarse de electrones, al solubilizar en un metal A (el Cobre) una cierta cantidad de otro metal B (el Zinc) de valencia suoerior al disolvente.
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Fig. VD.!7. Sistema Cu-Zn fA. S. M. ·D. Hawkins}.
El constituyente (J tiene por composición Cu-Zn, el 'Y la CUs Zna y el li la CuZn). Se denominan compuestos de valencia anonnal. ya que un compuesto de valencia normal entre el Cu monovalente y el Zn divaJente debiera tener por composición química Cu 2 Zn. Se conocen también como compuestos de Hume-Rothery, por ser este investigador quien observó que la relación entre el número total de electrc~~s de valencia compartidos y el número total de átomos es de 21/14 para el constituyente beta
(1 I+ •l .2I l.
240
CIENCIA E INGE'.NIERlA DE MATERlAI.ES
.5+8.2) 21/13 para el constituyente gamma ( ,y 21/12 para el delta 5 + 8 I (1+3.2\ 1+ 3 (j.. ....,. Sol. Sólida Sust. . """eFe
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-+ Sol Sólida Sust.
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eee (560' + 700' el Ex. ep. Ex.
ep.
Fig. VD.l8. CQlIsrituyemes del sistema Cu·Z"
Los compuestos electr6nicos, desde el punto de vista de amplitud de composición, se comportan de modo parecido a las soluciones sólidas. En efecto -como puede verse en la figura VI1.l7.- a temperaturas altas admiten una variabilidad en su composición por sustitución de átomos de Cu o de Zo en la red propia de cada uno de estos compuestos. Para el constituyente beta, su red cristalina es cúbica centrada en el cuerpo, para el gamma la red es "cúbica compleja" -de 52 átomos, similar a la del Manganeso-, y para la delta la red es cúbica centrada en el cuerpo, ordenada. El constituyente gamma es muy duro y frágil. Por la baja tenacidad que confiere a las aleaciones Cu-ln (latones), ninguna de ellas es apta para usos industriales cuando se presenta este constituyente. Por ello, la zona útil del diagrama -yen consecuencia las composiciones de los latones~ se reduce a la comprendida entre 100" de Cu y 50% de Cu. Una aleación de 49" Cu estará constituida por granos de beta en cuyos contornos, y en su interior. aparece el constituyente gamma con formas parecidas a tréboles, (ver figura VI1.I9.). El constituyente beta (latón-beta: 50" eu, 50% lo) cristaliza en el sistema cúbico centrado en el cuerpo. Su comportamiento a temperaturas superiores a 4700 C. es similar a una solución sólida, si bien -a diferencias de éstassu red cristalina es distinta de las redes de cada uno de los metales componentes. Para temperaturas inferiores a 468 0 e, el constituyente beta experimenta una transfonnación orden/desorden (los átomos de ln se sitúan en el centro del cubo de cada celda elemental, y los átomos de Cu en los vér-
TRANSFORMACIONES IJE EQUIUBRIO EN ESTADO SOUDO
241
Fig. VJI.19. Aleación 49% Cu. 51" Zn
tices del cubo) dando origen a una estructura dura, apenas defonnable, no adecuada como material estructural (figura VI1.20.). El empleo del latón 13 se Limita a su utilización industrial como material de aportación en soldadura fuerte (braseado): por su buena colabilidad, ausencia de ;(:gregación den,jrítica durante la solidificación (nótese el pe-
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242
CIENCIA E tNGENIERlA DE MA TERJALES
quena intervalo de solidificación en el diagrama Cu·Zn). y la posibilidad de fonnar soluciones sólidas con los metales a soldar empleando este tipo' de técnica. Los compuestos intennetálicos electrónicos, o de Hume-Rothery, no son exclusivos del sistema Cu·Zn.
En la Tabla VII.21. f¡guran varios compuestos electrónicos reagrupados según Que la relación R entre electrones compartidos y número de átomos sea 21/14,21/13, o 21/12. Para el valor 21/14 los constituyentes adoptan la estructura cristalina cúbica centrada en el cuerpo. Cuando la relación es 21/13, su red habitual es la cúbica gigante, similar a la del constituyente
TABLA VII21. Algunos compuestos electrónicos (Hume Rothery) agrupados por va/ores de R.
R-21/14
R-211J3
Cu"" CuZn Cu]AI Cu)Ga Cu)ln CusSi CusSn
CusZns
A,M, AgZo AgCd Ag)AI Ag)ln AuMg AuZn AuCd FeAI CoAI NiAl Niln Pdln
CusCd, CusHgs CU9Al4 CU9Ga. CU91n4 CU)ISi, CU)ISn, AgsZn, AgsCd, AgsHg, Ag 9 1n4 AusZn, AusCd, Au 9 1n4 MnSZn21 FesZn24 CoSZn21 Ni s BeH Ni s Zn 21 Ni s Cd 21 Rh s Zn 21 Pd SZn 21 P1SBe21 PtsZnH Na)I Pb,
R-21{12 CuZn) CuCd] Cu]Sn Cu)Ge Cu)Si AgZn) AgCd) Ag)Sn AgsAI) AuZn) AuCd) Au)Sn AusAI)
TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOLIDO
243
gamma de los latones, y para 21/12 suelen adoptar la crntaJograf{a exagonal compacta. Por lo que respecta al sistema Cu-Sn (bronces), obSérvese en la Tabla Vn.21. la existencia de tres compuestos electrónicos -Cu,Sn (R = 21/14), Cu]ISna (R = 21/13), Cu]Sn (R "" 21/12)- correspondientes respectivamente a las fases intermedias (j, li, E, del diagrama Cu-Sn de la f¡gura Vn.22. (la fase "'r del diagrama Cu-Sn es una estructura cúbica centrada en el cuerpo, ordenada, distinta pero, en cierto modo, análoga a la fase IJ). En cuanto al sistema Cu-AI (cuproaluminio) y cuyo diagrama puede verse en la fIgura IV.5., sus fases intermedias fJ y 'Y2 son los compuestos electronicos Cu] Al y CU9 Al., de relación R igual a 21/14 y 21/13, respectivamente. Con carácter general puede decirse que los compuestos electrónicos similares al gamma de los latones y al exagonal compacto, son duros y frágiles. Ello justifica, por ejemplo, que la zona industrialmente útil del diagrama binario Cu-Sn (bronces) sea la comprendida entre 100" de Cu y 80" en peso
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Fig. VU22. Sistema CuSn fA. S. M. ·R. Johmon).
244
OENCIA E INGENIERIA DE MATERIAI.ES
de eu. Análogamente en el sistema Cu-Al, las aleaciones industriales, cuproaluminios, no rebasan habitualmente ellO" en peso de Al.
VII.2. TRANSFORMACIONES POR CAMBIO ALOTROPICO
Cuando se enumeran las propiedades del Estai'lo, suele subrayarse la degradación experimentada por este metal en ambientes [r(os: el notable cambio de coloración desde el blanco plateado típico del estaJio,la aparición de una especie de pústulas en su superficie, su completa pulverización por pennanencia prolongada a temperaturas bajo cero y el contagio (suele llamarse "peste del Estaf'l.o") que tiene lugar a temperaturas bajas cuando un trozo de metal sano entra en contacto con otro afectado de "pústulas". Ello se debe a una transfonnaci6n alotrópica en estado sólido. Por encima de 20° e la fase cristalina estable del Estai'io es tetragonal centrada en las caras -de parámetro a igual a 5,83 AO, Y de parámetro c igual a 3,18 AOcuya densidad es 7,298. Por debajo de 20° e cristaliza en el sistema cúbico tipo diamante; es una variedad del Estaño, gris, semiconductora y de densidad 5,768. Por debajo de 20° e, el paso de Estaño tetragonal, (blanco) a Estaño gris se realiza por nucleaci6n y crecimiento, produciéndose un aumento de volumen y decohesión pulverulenta. Debido a la lentitud de la transformación a 20° e, en la práctica se requieren temperaturas inferiores a 0° C. La explicación del "contagio" estaría en el efecto de nucleación heterogénea del Estafto gris, que acelera la cinética de transformación desde la variedad blanca tetragonal. En muchos metales que presentan transformación alotr6pica, la estructura o variedad alotr6pica del metal que corresponde a temperaturas más elevadas, puede obtenerse en forma metaestable a temperatura ambiente. El enfriamiento brusco que consigue mantener en forma metaestable la variedad alotr6pica propia de temperaturas más elevadas, recibe también el nombre de hipertemple, por analogía al tratamiento expuesto anterionnente. En la figura VII.23. se indica la curva de solidificación y enfriamiento del Zr. Puede verse que este metal presenta dos variedades alotrópicas -cúbica centrada en el cuerpo y exagonal-, estables para temperaturas superiores o inferiores a 863° C; respectivamente. En la figura se señala también el cambio de estructura micrográfica que tiene lugar durante el enfriamiento, como resultado de la alotropía. La estructura obtenida al solidificar recibe el nombre de estructura cristalina primaria: y se conoce con el nombre de estructura secundaria la obtenida en el enfriamiento a partir de la primaria. Puesto que la transformación alotrópica supone cambio de estructura, se comprende que por tratamiento térmico puede afinarse el grano en una pieza moldeada del metal alotrópico. Bastaría para ello elevar la temperatura de la pieza por encima de la temperatura crítica hasta lograr el nuevo estado alotrópico, enfriar rápidamente la aleación ~para, mediante rápida nucleación, volver a obtener la primitiva aJotropía- y recalentar nuevamente la
TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOLIDO
245
aleación por encima de la temperatura crítica. Reiterando este tratamiento térmico puede obtenerse una estructura de grano muy fino, en cuyo tamaño influirán de modo importante las velocidades rápidas de calentamiento y enfriamiento, debido a su incidencia sobre los procesos de nucleación y crecimiento de los núcleos. Otros efectos de la transformación alotrópica han sido citados anteriormente:' por ejemplo, al indicar que los metales con transformaciones desde la temperatura de solidificaCión hasta la temperatura ambiente, proporcionan estructuras de moldeo cuya estructura columnar queda prácticamente borrada por la alotrop(a durante el enfriamiento. Tal ocurre con la estructura columnar de metales como el Hierro, Titanio, Zirconio y Cobalto -ref. Tabla 1.10-- en estado de gran pureza o, al menos, sin elementos en solución sólida que puedan impedir esas transformaciones alotrópicas. Ya que algunos elementos disueltos en el metal puro pueden llegar a hacer desaparecer los cambios alotrópicos y en consecuencia no se "borra" la estructura columnar. Así sucede, por ejemplo, en los ferrocromos para porcentajes de cromo superiores a 13%, según puede verse en la figura VIII.23; la estructura primaria de solidificación -cúbica centrada en el cuerpo-- permanece inalterada hasta la temperatura ambiente por efccto del carácter alfágeno del Cromo. Eso explica que algunas aleaciones férreas presenten estructuras columnares tan acusadas como las de metales -V.gr. Aluminio, Cobre, Níquel- que cristalizan en un sólo sistema.
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Fig. VllI.23. Transformación en estado sólido por cambio alotrópico.
CIENCIA E lNGEN1ERlA DE MI'!. TERIALES
246
Para completar este apartado, se acampatia el diagrama de equilibrio -diagrama de solidificación y líneas de transformación- de dos metales solubles en estado líquido, insolubles en estado sólido, y que pueden fonnar eutéctica. El metal A presenta dos variedades alotrópicas en estado sólido. Evidentemente, la línea de transformación -para cualquiera de las aleacio· nes del sistema AB- es una recta horizontal trazada a la temperatura TA2 de transfonnación alotrópica del metal A. De las figuras VII.24-25, se desprende también la evolución micrográfica hasta la temperatura ambiente de las aleaciones 1 y n.
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TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOLIDO
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Fil. VU.25. Solidificación de lo aleación Jl
V11.3. TRANSFORMACIONES POR CAMBIO DE ALOTROPIA y DE SOLUBILIDAD
A propósito de la pérdida de solubilidad del soluto en un metal disolvente, se han comentado con anterioridad su cinética de precipitación y algunas consecuencias que se derivan de ello. El tema adquiere mayor complejidad -perfectamente abordable con las nociones expuestas hasta aquícuando el metal disolvente cambia de estado alotrópico a partir de cierta temperatura. Por ejemplo, en el casO del Fe y el C (que se desarrolla espec(ficamente en el capítulo VIII) parece lógico que una detenninada austenÍta, por ejemplo, de 0,55' C, al transfonnarse alotrópicamente el Fe de gamma en alfa, produzca finalmente una e~tructura ferrítica de mucho menor contenido en carbono, junto con la aparición de otro constituyenteC Fe) (compues· to por átomos de Fe y el exceso de átomos de carbono de la austenita ini· cia!). La transfonnación se produce también por nucleación y crecimiento. Las transfonnaciones de equilibrio por cambio alotrópico y pérdida de solubilidad durante el enfriamiento no son exclusivas, del sistema Fe-e. Se presentan también en otros muchos sistemas, entre los que tienen particular interés industrial los latones (sistema Cu-Zn), bronces (sistema Cu-Sn) y cuproaluminios (sistema Cu·AJ). Sistemas que, presentan como fases inter· medias los compuestos electrónicos antes mencionados. Los latones industriales se clasifican -atendiendo a sus constituyentesen latones el, latones P. y latones a + p. Los latones alfa están constituidos por granos de solución sólida de Zinc en Cobre, y su estructura cristalina
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248
aENClA E INGENIERlA VE MATEIUALES
corresponde al sistema cúbico centrado en las caras. Por efccto de la disolución del Zn en el eu. la tonalidad de los latones alfa va variando desde el color rojizo característico del Cu hacia el 3'narillo. a medida que aumenta su contenido en Zn (latorll's rojos < 15 % Zn.lato"e.~ amarillos> 155' Zn). Hasta 30% en peso de eu. todos los lafones están formados por granos de solución sólida alfa y tienen. por consiguienle. las buenas caracteriSlicas de eonfonnabilidad del Cobre. aunque en grado algo mcnor por la distorsión que producen los átomos <.le Zn en la red del Cu,
Los latones alfa -deforrnables tanto en calienle como en frío- no alcanzan, sin embargo, el nivel de resistencia requerido para muchas aplicaciones. En cambio. lús latones beta (en realidad (f a temperatura ambiente). diff· cHes de deformar por lo ya indicado. tienen una mayor resistencia. La adecuada dosificación de constituyentes alfa y beta permite oblener Jatones bifásicos de resistencia superior a los latones alfa, y con una cierta canfornlitbilidad en frfo si la proporción del constituyente bcta no cs excesiva. No obslant~. la conformación de los latones O' + {3 se realiza casi siempre en caliente, por encima de la temperatura de transformación del constituyente beta para. de este modo. obviar las dificultades de deformación del beta a temperatura ambiente. La composición más frecuente para este tipo de latones de resistencia, bifásicos (latones a + (3), es de 60% Cu y 40% de Zn. En estado recocido su carga de rotura es de 350 MPa con alargamiento de 40%. Por deformación en frro. en estado semiduro, la carga de rotura es de 500 MPa y el alargamiento \0%. Con ayuda del diagrama de equilibrio se puede seguir la historia micrográfica de este Jatón 60% eu, 40% Zn desde el estado líquido. Del diagrama
Fig. VU26. LQrón 60/40 en f!SrQdo bnllo de moldeo
TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOLIDO
249
VII.i 7. se desprende que el fundido solidificó fonnando exclusivamente granos de beta. Durante el enfriamiento, al alcanzar una temperatura crí· tica, entre 800 y 700° e, se inició una transformación por cambio de alotropía y solubilidad del constituyente beta, transformándose éste parcialmente en alfa. La transformación prosiguió durante el enfriamiento hasta obtener, finalmente, a temperatura ambiente una mezcla de alfa (constituyente claro) y beta (constituyente oscuro). Muchas aleaciones de moldeo Que, como ésta, comportan variación de alotropía y de solubilidad en estado sólido durante el enfriamiento, presen· tan esta estrncturo microgrdfica acicular (figura VII.26.) Que recibe el nombre de estructura Widmanstatten: adoptando dicha morfología para minimizar la energía libre de distorsión a Que se aludió a propósito de la Tabla VIl.4. La morfología acicular del constituyente sólido recibe el nombre de estructura de Widmanstatten, por generalización de la observada en el siglo pasado en meteoritos y hoy ya clásica en la metalograffa, especialmente de aceros. (figura VIIl.8.). Calentada la aleación de la figura VI1.26. a 620-680° e y sometida a una adecuada deformación a esas temperaturas, la recristalización de la fase alfa y la de la fase beta, dan como resultado la desaparición de la estructura acicular, proporcionando la estructura alfa + beta de la figura VIl.27. más favorable para soportar en servicio esfuerzos triaxiales. Los lalOnes alfa + bela suelen denominarse también lalones de fácil me· canizado: el carácter duro de la fase ordenada beta confiere fragilidad a la viruta durante las operaciones de mecanizado del latón, con la consiguien· te ventaja de obtener virutas cortas. Esta mejora en la maquinabilidad de· pende de la cantidad y reparto de la fase beta, así como de la cantidad de
Fig. VD.27. Latón 60140 recrístalizado por conformación en caliente. (Metal Muntz).
250
CIENCIA E tNGENIERlA DE MATERIALES
Fig. V1l28. Bronce [orjable (Cu-8" Sn)
impurezas; por ello, a veces suele adiccionarse Pb (1" a 5"), por razones análogas a las indicadas a propósito del Cu. al tratar de las reacciones monotécticas (Cap. IV.). Por lo que respecta al sistema Cu..sn, cuyos constituyentes ya se comentaron, los bronces, según su composición, pueden ser o monofásicos -constituidos exclusivamente por solución sólida cúbica centrada en las caras de So en Cu- o bifásicos, si la solidificación dá lugar a los constituyentes alfa + beta. El constituyente fj se forma (figura VIl.22.) por reacción peritéctica a 7980 C: líquido (25,5" So) + solución sólida a (13,5" So) -+ constituyen· te (3 (13,12" So). En el enfriamiento de equilibrio, este constituyente beta experimenta una transformación a 5860 e para dar un agregado eutectoide de alfa + gamma. Transformándose el constituyente gamma, a su vez, al alcanzar 5200 e en un agregado de alfa + delta (la transformación indicada en el diagrama a 3500 e, según la cual el constituyente delta se transforma para dar un agregado de alfa + epsilón, requiere tanto tiempo para su realización, que en la práctica no tiene lugar; pudiendo prolongarse la vertical correspondiente a delta hasta la temperatura ambiente). Los bronces alfa, hasta un contenido de 8" Sn suelen denominarse larjables. Para contenidos en Sn superiores a este valor, la cantidad de fase delta -frágil- formada en el enfriamiento por pérdida de solubilidad del Sn, aparece en cuantía suficiente como para impedir la deformación plástica en frío de los bronces. En la f¡gura VIl.28. puede verse la micrografía de un bronce de 8" de Sn cuyo constituyente disperso es la fase delta.
TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOLIDO
251
Entre los bronces utilizados para piezas moldeadas que no requieran posterior conformación, las composiciones pueden ser más ricas en So. Prototipo de bronces para moldeo son el de 90% Cu- 10% Sn (antiguamente denominado bronce para canones) y el de 85% en peso Cu -15" Sn. Uno y otro se emplean casi exclusivamente para la fabricación de cojinetes (por moldeo), debido al bajo módulo elástico del Cu y a la buena aptitud al desgaste que confiere la fase dura delta repartida en la matriz plástica de bronce alfa. El diagrama de equilibrio permite anticipar las diferencias micrográficas que se observarán entre un bronce 90/1 O Y un bronce 85/15. En el 90/10 -si la solidificación es de equilibrio- la fase delta se produce durante el enfriamiento, por pérdida de solubilidad, dando lugar a una estructura similar a la de la micrografía de la ftgura VII.2B., pero con mayor proporción de fase delta. En el 85/15, en cambio, la solidificación tiene lugar con estructura alfa + beta; transformándose la fase beta durante el enfriamiento para dar un agregado eutectoide de alfa + gamma, transformándose gamma en alfa + delta. (Ver figura VI1.29.). Esta estructura, muy apta para la resistencia al desgaste, y cuya mayor proporción de fase delta la hace prefe-rible al bronce 90/10, confiere como contrapartida, una menor tenacidad a los cojinetes 85/15. Es oportuno recordar que -además de la composición química~ la velocidad de enfriamiento juega un papel importante en las estructuras micrográficas de los bronces y, consiguientemente, en las propiedades (ref. Fig. VI.27.). Los cuproaluminios corresponden al diagrama de la figura IV.5. del lado del Cobre, y suelen denominarse también bronces al Aluminio. El Alumi-
Fig. V1I29. Bronce 851' Cu-/5" Sn
252
CIENCIA E lNGENIENlA DE MATERiALES
Dio en solución sólida de sustitución en la red cristalina del Cobre, proporciona simultáneamente una mejora de la resistencia mecánica del Cobre y un aumento de su resistencia a corrosión frente a corrosiones débiles -y, en concreto, a la corrosión en medio ácido- por la fonnaci6n de una película de alúmina en la superficie de la aleación. La solubilidad del Al en el Cll, según se indicó en la Tabla IIl.14. y puede verse en la figura IV.5., es de 7,4% en peso a 1036" e, y de 9,4% a 565 0 C. El Cu Y el Al forman también, como ya se indicó, compuestos electrónicos. Un cuproaluminio de alta composición en Aluminio contendrá gran cantidad de la fase gamma frágil, y resultará inservible para usos industriales; por eso no se utilizan cuproaluminios superiores al 12~ en peso de Al. Los cuproaluminios monofásicos, constituidos sólo por granos de solución sólida alfa, y en consecuencia de composición inferior a 9~ Al, se utilizan profusamente para intercambiadores de calor, tubos, planchas, etc., destinados a ambientes corrosivos por agua de mar. Sin embargo, es más frecuente el empleo de cuproaluminios bifásicos, cuya carga de rotura es mayor (por la misma razón que la señalada a propósito de los latones alfa + beta). La fIgura VII.30. muestra la micrografía de un cuproaluminio de 10% Al enfriado' en condiciones de equilibrio y constituido, por tanto, por fase alfa (de color claro) y por una fase oscura, resultado de la transformación de equilibrio del constituyente beta a velocidades inferiores a 100 e por minuto. La fase beta (de 12% Al aproximadamente) se transforma por reacción eutectoide a 565 0 e en el agregado de alfa (9,4" Al) + gamma (15,6% Al), cuya estructura laminar puede verse en la micrografía VII.31.
Fig. VlI.30. Estructura de un cuproaluminio bifásico Cu·l0" Al, con enfriamiento de equjlibn'o
253
TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOLIDO
Fig. VII.31. Detalle de la fig. VIl.JO.
Los enfriamientos de inequilibrio en los cuproaluminios, al igual que ocurre en el Fe-e, producen constituyentes que, por no ser de equilibrio no pueden figurar en el diagrama de fases. Por ejemplo, la aleación del IO~ de Al, enfriada rápidamente desde las altas temperaturas correspondient~s al es-:~
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Fig. vn.32. Martellsira Cu-Al. IOOX
254
CIENCIA E lNGENIERJA. DE MA TERlALES
tado plenamente beta da lugar a la formación -en el interior de los antiguos granos de beta- de un constituyente martensftico metaestabJe, cuya morfología acicular puede verse en la f¡gura VII.32. Martensita que por posterior revenido producirá los constituyentes de equilibrio alfa y gamma con un grado de dispersión del precipitado gamma en el interior de alfa notablemente superior al logrado por enfriamiento de equilibrio a partir del constituyente beta, proporcionando con ello una notable mejora de tenacidad a esta aleación. VII.4. TRANSfORMACIONES OROEN/DESORDEN
Como complemento a lo expuesto, haremos una breve referencia a un tipo de transformaciones -sin precipitaci6n- que a veces se producen en las soluciones sólidas, en algunas fases de tipo electrónico beta, en compuestos intersticiales complejos, etc. En la mayor parte de las soluciones sólidas de sustitución, el soluto sustituye al azar a los átomos del disolvente en su red cristalina. En algunas aleaciones, sin embargo, los átomos desordenados del soluto pueden, durante el enfriamiento, adoptar una disposición ordenada en la red del disolvente. Esto ocurre, por ejemplo, si se enfría muy lentamente desde 5000 e la so-lución sólida 50" Cu y 50" Au. En la ftgura V11.33. se ilustra esta solución sólida ordenada 50" Cu, 50" Au. La red ordenada es equivalente al resultado de entremezclar entre sí dos sub redes (una de átomos de color blanco en la figura y otra de átomos en negro). Por ello, las estructuras ordenadas suelen denominarse "super redes". La super red está fonnada por dos sub redes que denominaremos a y b, tales que en tod.os los nudos de la sub red a los átomos son de A (en el caso considerado son de Cu), y en todos los nudos de la sub red b los átomos son de B (aquí de Au). Para detenninar el grado de orden de un cristal -cuando no está totalmente ordenado- se denomina parámetro de orden a larga distancia, S, a la relación: F(A,a) _ F (A)
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fig. VDJ3. Estructuras ordenadas de las "luciones vloas 50" Cu·50"
Au y 75" Cu·25" Au fA. S. M.).
TRANSFORMA GONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOLIDO
255
siendo; F (A)- el cociente entre el número de átomos A en el cristal, y el número total de átomos del cristal F (A, a)- es el cociente entre el número de átomos A en la sub red a y el número total de átomos de la sub-red Q. Cuando todo el cristal está perfectamente ordenad,o, el parámetro S es igual a la unidad. Para el cristal no ordenado (con átomos al azar) S es igual a O. Pudiera ocurrir que, siendo S, igual a cero, el cristal presente un cierto orden. En efecto, un cristal puede constar de dos zonas perfectamente ordenadas -cada una de eUas imagen especular de la adyacente- como se senala en dos dimensiones en la f¡gura VI1.34. Estas dos zonas se denominan dominios anli[ase. y el "espejo", junta de antifase. Las antifases y las juntas pueden detectarse por microscopía electrónica.
ABABA BABAB ABABA BABAB
ABABA BABAB ABABA BABAB
Fil. VII.34. Antilases, orden o corta distancio.
En el caso senalado, S es igual a O: puesto que la mitad de los átomos no ocupa los puntos que le corresponden en la subred, cualquiera sea la fonna en que se elijan las posiciones para la sub red Q y para la sub red b: y, sin embargo, el cristal tiene un alto grado de orden. Lo habitual en las aleaciones que experimentan orden/desorden es que cada cristal no esté perfectamente ordenado, sino que presente varias antifases. Evidentemente, las propiedades dependerán en gran medida de este orden a corta distancia. Se hace necesario, pues, definir un pardmetro de orde" a corta dista"cia o; q-q,
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q,
siendo; q el número de parejas de átomos contiguos en que cada pareja está formada por un átomo de A y otro de B
256
CIENCIA E INGENJERJA. DE MATERiALES
<1M el número de parejas de átomos contiguos A y B, si todo el cristal
estuviera plenamente ordenado 'l.r el número promedio de parejas de átomos A y B contiguos si la distribuci6n en el cristal fuera totalmente al azar (estado desordenado) Cuando el cristal está totalmente ordenado, se verifica no s610 que S es igual a la unidad, sino también que o es igual a la unidad, ya que q= QM. En los demás casos, incluso cuando S sea igual a cero, a será menor que uno -tanto menor cuanto menor sea el grado de orden a corta distancia -puesto que q es menor que QM.
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El paso del estado desordenado al ordenado -al descender la tempera· tura por debajo de la crítica Tc - tiene lugar, generalmente, por formación de antifases, y crecimiento del tamafto de éstas. Es decir, por un mecanismo similar al de nucleación y crecimiento. En algunos casos, sin embargo, la transformación es atérmica, instantánea, de tipo martensitico. (Por ejemplo, es del tipo martensítico la transformación orden/desorden del constituyente beta de los latones). El estado ordenado es más duro y menos deformable que el desordenado. La conductividad eléctrica de una solución sólida ordenada es mayor que en el estado desordenado. Casos típicos de orden/desorden se presentan en las aleaciones del siste· ma Al-Fe, que en estado desordenado son paramagnéticas y en estado orde· nado (la aleación Al Fe, o la aleación Fe3Al) son ferromagnéticas.
TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO EN ESTADO SOLIDO
257
Las estructuras ordenadas se presentan igualmente en los sistemas ter· narios. Un ejemplo clásico lo constituye la aleación Heussler, cuyo estado ordenado es ferromagnética (nótese que el eu, el Mn, el Al no son ferro-magnéticos), y es paramagnética en el estado desordenado. Análoga estructura en los 8 cubos menores.
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O
Mn. Ocupa los vértices y centros de las caras de la la celda C F e (4 átomos por celda). Al. Ocu pa el centro de las aristas y del cubo total (4 átomos por celda).
O Cu. Ocupa el centro de los 8 cubos me· nares (8 átomos por celda). Hg. VD.36. Estrnctura ordenada de la aleación Heussler
En algunas aleaciones binarias, por ejemplo, Ni 2 Al, el estado ordenado corresponde a una disposición sistemática, ordenada, de defectos puntuales de la red, defectos denominados lagunas o vacantes. Pueden considerarse como sistemas ternarios ordenados, cuyas lagunas son el tercer componente, y reciben el nombre de redes defectivas.
CIENCIA E INGENIERJA DE MATERIALES
256
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vm Transformaciones en estado sólido en el sistema Fe-C VIII.'. TRANSFORMACION DE EOUILlBRIO EN EL SISTEMA Fe·C METAESTABLE Los :leeros y fundiciunt:s blancas constituyen uno de los ejemplos más intercsanlt.:s de transforrnación constilucionaJ por variación de solubilidad y cambio alotrópico en estado sólido.
El Fe presenta tres variedades alotrópicas: dclta, gamma y alfa. El Fe puro solidifica a 1538° e en fonna de Fe delta: su celda elemental es cúbica centrada en el cuerpo. A 1394 e el Fe delta se transfonna en Fe gomnUJ cúbico centrado en las caras, con un parámetro 'Y que disminuye con la temperatura (para 913 0 e es 3,639° A'. Q
A 912
Fe alfa;
0
('
se produce un nuevo cambio alotrópico: el Fe gamma pasa a
~slc
cristaliza en el sistema cúbico centrado en el cuerpo (igual que el Fe dcha), pero de menor parámetro (igual a 2,898° A a 910°C). la transformación de Fe gamma a Fe alfa tiene lugar con aumento de volumen. ya que la celda de Fe gamma (de cuatro átomos) se descompone en dos de Fe alfa (de dos átomos); y el volumen de dos celdas de Fe alfa es superior al de la primitiva de Fe gamma. El aumento de volumen es, aproximadamente, 1% según se deduce de la relación:
2.A~ _ A~
~'7
100
La solidificación y las transformaciones alotrópicas de Fe puro se verifican a temperatura constante. de conformidad con la regla de las fases.
VIII. 1. 1. Geometrfa de los constituyentes simples del sistema Fe-C Los constituyentes simples del sistema metaestable Fe-e son aus/eni/o, ferrita y cemen/ila. Los dos primeros se caracterizan por ser soluciones sólidas. de inserción octaédrica de C en Fe gamma y Fe alfa, respectivamente. La naturaleza de esta inserción puede verse en las figuras 111.9. y 111.12. La cementita es un compuesto intermetálico de fórmula e Fe]. cuya estructura ortorrómbica puede verse en las figuras VII!.I. y V1I1.2. Se denomina me/aestable al sistema que presenta estos constituyentes simples -constituyentes de los aceros y de las fundiciones blancas- y. se reserva la denominaciÓn Fe-<: estable para el sistema propio de las fundiciones grises y en el que los constituyentes son: austenita, ferrita y grafito
260
CIENCIA E lNGENIERlA DE MATERiALES
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Fig. VIII.I. l:strncwra orfo"ómbica de la cernen/ita (A.S.M.].
(y. eventualmente, cementita, si el enfriamiento en estado sólido sigue el
diagrama metaestable). La diferencia entre el carácter estable y el carácter metaestable depende de varios factores, especialmente de la velocidad de enfriamiento y los elementos de aleación. En el caso de los aceros, la fonna que se presenta en general, es la metaestable. Austenita: en la austenita los átomos de e se encuentran al azar en los puntos medios de las aristas del cubo o en la posición equivalente: en el centro de la malla cubica de caras centradas. Parece desprenderse de ello que el Fe gamma podría admitir e en solución sólida hasta que quedaran ocupadas todas las posiciones posibles en las aristas y centro de la celda elemental. La saturación se alcanzaría con cuatro átomos de e por celda; y considerando que también hay cuatro
o
fig. VUI.2. Cernenrira. Detalle de Ja posición relariva de los tiramos de Fe y C. (Hendricks).
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TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA Fe-C
261
átomos de Fe por celda elemental, supondría un 50% atómico de e, o bien, un IlFA de e en peso. Sin embargo. d conlt'nidll m:íxilllll lk en la alls\l.'nita cs lTlUY inferior al 50% esperado. La C
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e
A en Ao = 0.0448. %C + 3.548 Al
aceros. En los aceros binarios Fe-C no es posible tener austenita a la temperatura ambiente por enfriamiento lento; aunque puede lograrse en algunos aceros aleados (con 12% Mn, o 8% Ni, etc.). La austenita es amagnética, como el Fe gamma, lo cual permite en oca· siones su fácil identificación. Es blanda. dúctil y tenaz. Sus características mecánicas varían con la composición: como valores medios aproximados pueden tomarse 300 HB de dureza, 880 a 1100 MPa de carga de rotura, y alargamientos del orden del 30-60 %. Ferrita: la ferrita es una solución sólida de inserción octaédrica de C en Fe alfa o delta. Los átomos de C pueden situarse al azar en el centro de las aristas o en posiciones equivalentes, como son los centros de las caras de la celda elemental. Cada átomo de C es tangente a dos de Fe. La relación entre radios atómicos de e y Fe requerida para formar la so· lución sólida de inserción octaédrica es 0.154; en tanto que la relación real de diámetros es 0,63. Una primera consecuencia de ello es que la auste· nita admite un contenido en e muy superior al de la ferrita. Concretamente, la ferrita alfa admite a 727 0 C un máximo de 0,0218% en peso de C: ya temperaturas menores el contenido es casi nulo. (*). (.) El contenido máximo de carbono en la ferrita delta es 0,09% a 1495 oC.
CIENCIA E INGEN1ERlA DE MA TERIALES
262
La ferrita, al igual que el Fe alfa, es magnética por debajo de 770° e y amagnética por encima de esta temperatura. Es la razón por la que algunos autores distingu(an entre ferrita alfa y ferrita beta, según sea o no magnética. Sin embargo, como cristaJográficamentc se trata del mismo constituyente, no tendremos en cuenta esta distinción y denominaremos a ambas, sencillamente, ferrita. La ferrita es el constituyente más blando de los aceros. Sus características mecánicas son 90 HB, 300 MPa de carga de rotura Km, Y 40% de alargamiento. Es menos dura que la austcllita, por su menor contenido t:n C. y más plástica que ella; aunque cristaliza en un sistema ~el cúbico centrado en el cuerpo-o que no presenta planos compactos. Cementita: termodinámicamente es inestable y en determinadas condiciones puede descomponerse, dando 3Fe + Grafito. Las condiciones cinéticas requeridas para que ésta descomposición tenga lugar, requieren un numero tan elevado de horas que, en la práctica, no se presentan nunca en los aceros binarios Fe-e Sin embargo, por prolongada permanencia (miles de horas a () > 450" e} los aceros de bajo carbono o débilmente aleados (por ejemplo. C < 0.15~. 0,5% Mn) grajitizan parcialmente por descomposición de cementita en ferrita y grafito. Cristalográficamente se presenta en celdas ortorrómbicas, donde los átomos de Fe pueden, a veces, ser sustituidos por otros átomos de Cr, Mo, Mn, etc. Puesto que la cementita es un compuesto intennetálico cuyo enlace predominante no es metálico, parece lógico que sea frágil y además, el constituyente más duro de los aceros (68 HRcl. Es ferromagnética por deb~o de los 210" Su punto de fusión es casi indeterminable (1227" porque a elevadas temperaturas se descompone antes de alcanzar la fusión. Su densidad es 7,694,
e
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VII1.1.2. Cinética de la transformación austenita-ferrita Las microestructuras de los aceros son el resultado de las transformaciones de la austenita. La transformación de la austenita durante un enfriamiento lento. está asociada a la transformación alotrópica gamma ...... alfa por movimiento de átomos de Fe: y a una difusión de C. Los movimientos de átomos de re tienen como consecuencia la creación qe
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA Fe·C
263
tiene lugar por encima de 13940 C; siendo tanto má~ alta esta temperatura cuanto mayor sea el contenido en C -dentro de ciertos límitesque el Fe presenta en solución sólida. 0 - La transformación de austenita a fcrrita se inicia por debajo de 912 c; a temperatura tanto menor, cuanto mayor sea el contenido en C de la austenita. - Para contenidos en e superiores a 0,77% la estabilización de la fase gamma es tal que su transformación alotrópica en alfa no tiene lugar por lento enfriamiento hasta alcanzar los 727 0 C, cualquiera que sea el contenido en e superior a 0,77%. Para ilustrar y precisar lo anterior, pueden considerarse los siguientes ejemplos de transformación de austenita por enfriamiento lento: - Austenita de 0,3% e - Austenita de I % e - Austenita de 0,77% e
Austenita de O.3~ C: en el esquema de la figura VII!.3 .. se sej'¡alan temperaturas y" de e en ordenadas y abscisas, respectivamente: sobre dicho esquema pueden seguirse los distintos estados de equilibrio que experimenta una aleación Fe-C de 0,3% C, enfriada lentamente desde el estado gamma. A temperaturas superiores a 912 0 e, la aleación se halla por completo en estado gamma. Disminuyendo la temperatura por debajo de 912 0 C, la allstcnila sigue aún sin transformarse, como consecuencia del carácter gammágeno del C: siendo necesario llegar a una temperatura Al para que pueda iniciarse la transformación gamma ...... alfa. Este comienzo de transformación tiene lugar con incremento de volumen: y ello permite detenninar dicha temperatura A j por medidas dilatométricas. la transformación de gamma a alfa no se reaüza plenamente a Al; a dicha temperatura empieza la nucleación de ferrita en las junlas del grano austenítico, con migración del C -por difusión- hacia el interior del grano. El centro del grano, por su mayor contenido en e. requerirá una temperatura aún más baja para poder transformarse en alfa. Al descender la temperatura, aumentará la proporción de ferrita en los contornos del grano y disminuirá la cantidad de austenita no transfonnada enriquecida en C. A 727 oC quedará aún sin transfonnar una tercera parte de la austenila original, (ahora con un conlenido actual e'n e de 0.77%. que se conoce como oustenila billoria ellteclOid" y qm' se transfornla como se indica a con· tinuación). La dilatación observada en el enfriamiento -que empezó en A j - continúa hasta los 727 oC. AlIste"ila de /5' C: al enfriar esta auste'nila desde' altas temperaturas. la
elElllelA, E INGEN1ERlA DE MATERIlú..ES
264
contracción de la red cristalina dará lugar a que el e disuelto aumente la distorsión del cristal, y a una cierta temperatura la red se hará inestable. Los átomos de e expulsados de la malla formarán, por afinidad con el fe, al ser liberados, la cementita. Para contenidos superiores a 0,77" e, la curva de la f¡gura VillA. seí'iala para cada temperatura A.:m la concentración de e que satufa la austenita.
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TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOUDO EN EL SISTEMA F,-C
265
Esta temperatura corresponde en cada acero al punto en que empieza a sepa· rarse la cementita (y eno sin transformación alotrópica gamma -+ alfa a con· secuencia del efecto gammágeno del C). En la austenita de 1" C, al alcanzar la temperatura Acm, los átomos de e emigran hacia las juntas del grano austenítico; donde, por reacción con át~ mos Fe, forman cementita. El centro del grano austenítico queda, por tanto, empobrecido en e, y su austenita será estable. Se hace necesaria una disminución de la temperatura para que pueda producirse una nueva emigración del carbono hacia los con· tomos de grano (que evita la distorsión -cada vez mayor- ocasionada por el carbono cuando, con la temperatura, disminuye el parámetro de la austenita). Este proceso continúa durante el enfriamiento hasta que se alcanzan los 727 oC. A dicha temperatura, hay 4% en peso de cementita en los contornos de grano; simultáneamente, la austenita tiene un contenido en e de 0,77% en el interior del grano. Resumiendo los dos procesos de enfriamiento considerados -austenita de 0,3" en e y austenita de 1% en e-, puede decirse que: 1.0 Las austenitas con carbono inferior a 0,77" empiezan a transformarse en ferrita a temperaturas A3 ; y si su contenido original en e es mayor que 0,03". no terminan la transformación antes de los 727°. 2.° Las austenitas con más de 0,77" de C empiezan a precipitar cementita a temperaturas Acm y no se transforman en ferrita antes de los 727°. 3.° En ambos casos. al alcanzar los 727 oC, el contenido en la austenita es 0,77". de carbono.
Austellita de 0.77" de C: una austenita con contenido inicial de e igual a 0,77%, no experimenta ninguna transformación por enfriamiento lento hasta alcanzar los 727 oc. A esta temperatura, el C en solución sólida sobresaturada e inestable, emi· gra; y (después de un período de incubación) empieza a formar núcleos de cementita: generalmente en los contornos de grano de la austenita. Las zonas próximas a los gérmenes de cementita, se empobrecen en e y se transforman alotrópicamente en gérmenes de ferrita. Los gérmenes de cementita continúan creciendo a expensas del e absorbido de la austenita contigua. El resultado final es un conjunto de láminas de cementita flanqueadas por otras de ferrita que forman un constituyente complejo de reflejos nacarados denominado, por Sorby, perfita. La reacción de auste"ita (0.77" CJ -+ ferrita + cementita. recibe el nombre de reacción eutec/oide por analogía a las reacciones eutécticas. La temperatura constante a que tiene lugar la reacción se 'denomina Ae (y también A m )' Si el enfriamiento no es el que corresponde al equilibrio, esta transforma· ción isotérmica de la austenita binaria eutectoide, se realiza del modo indio cado más adelante (VII1.2.1.).
CIENCIA E lNGEN1ERJA DE MATERiALES
266
VIII.1.3. Diagrama metaestable Fe·C
Si se superponen en un mismo diagrama las figuras VIII.3. y VIlJA., se obtienen las líneas de transformación en estado sólido del diagrama metaestabIe Fe-C (figura VIlI.5.). En el diagrama se incluye, además, la línea de variación del e en la ferrita para temperaturas inferiores a 727 oC, con formaci6n de cementita terciaria o vermicular. Los aceros binarios Fe-C se denominan hlpoeutectoides, o hipereutectoides, según que su contenido en e sea menor de 0,77", o bien esté comprendido entre 0,77 y 2,11%. Las aleaciones Fe-C, que contienen más de 2,11 % de e reciben el nombre de fundiciones blancas. En el diagrama de la figura VIII.5. se señala el lugar geométrico de los "puntos cn'ticos" A 3 y Acm antes mencionados, que son las temperaturas por debajo de las cuales las aleaciones dejan de ser completamente austeníticas. Las temperaturas críticas suelen venir afectadas -como herencia histórica de los primeros trabajos debidos a investigadores franceses- por un subíndice r (refroidissement) o por un subíndice e (chauffage), según se considere la transformación durante el enfriamiento o durante el calentamiento. Esta diferencia entre los puntos críticos A 3r Y A)c para un mismo acero hipoeutectoide (o bien entre Acmr y Acm e si se trata de un acero hipereutectoide) se conoce como histéresis térmica. La línea de transformación A., lugar geométrico de las temperaturas críticas por debajo de las cuales toda la austenita se ha transformado en ferrita,
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268
CIENCIA E lNGEN1ERJA DE MATERIALES
consta de un tramo oblicuo (para austenitas de " e menor que 0,0218) y de un tramo horizontal (para austenitas cuyo contenido en e esté compren· dido entre 0,0218 y O.77~. En los aceros hipereutectoides, los puntos de transfonnaci6n alotrópica de la austenita, se denominan AI2J para sefialar que en ellos hay coincidencia entre la transfonnaci6n gamma .... alfa, y la transfonnaci6n magnética. Coinciden, por tanto, los puntos críticos A J y A 2 (Al ~fiala el cambio magnético de la ferrita) con el punto Al; Y además corresponde a una temperatura constante (727°). En el diagrama de la figura VIII.6. (distorsionado para mayor claridad) puede verse que para 4,3~ de e se fanna una euléctica de austenita (de 2,11" de C) y cementita. La eutéctica, que recibe el nombre de ledeburira, funde a 1148° C. Finalmente, véase que en los aceros de 0,17" e se produce una reacción peritéctica a 1495° C: ferrita delta (0,09" e) + líquido (0,53" C), para dar austenita (0,17" C); sei'lalándose en la misma zona del diagrama los límites de transformación de ferrita delta (con composiciones iniciales inferiores al 0,17" C) en austenita, por debajo de 1495° C). La interpretación del diagrama puede hacerse siguiendo los principios generales recordados con anterioridad, a propósito de los diagramas de equilibrio.
Vlll.l.4. Estructuras micrográfICas de los aceros al carbono y fundiciones blancas por enfriamiento de equilibrio desde el estado gamma.
Aceros J¡ipereutectoides: la estructura micrográfica de estos aceros está constituida por colonias de perlita contorneadas con una red más o menos continua de cementita, que resulta ser el constituyente matriz. La cernen tita libre precipitada en el intervalo de temperaturas comprendido entre Acm y 727 oC se conoce con el nombre de proeutectoide o secundaria, y su cantidad puede calcularse aplicando la regla de los segmentos inversos en el diagrama Fe-C. Aceros hipoeutectoides de menos de 0,0218" C: la transformación austen ita ...... ferrita se inicia, como en todos los rupoeutectoides, a una temperatura Al; que resultará tanto más baja cuanto mayor sea el porcentaje de e en el acero. El enriquecimiento en C de la austenita de estos aceros durante el enfriamiento, es inferior al 0,77%; y por ello la transformación alotTÓpica fmaliza a la temperatura Al -antesde los 727 OC-dando una estructura plenamente ferrítica. Al proseguir enfriando por debajo de 727 °e, el C disuelto en la ferrita re· basa la línea de solubilidad y reacciona con átomos de Fe precipitando en forma de cementita llamada vermicular o terciaria. La precipitación suele
TRANSFORMA ClONES EN ESTADO SOUDO EN EL SlSTEMA
F~-C
269
producirse en forma de pequenos gusanos (fIgura VIII.7.) en las juntas de grano de la ferrita, o bien en los puntos triples de unión entre los granos (o en el interior de los granos cuando la velocidad de enfriamiento es mayor).
fig. VOl.? Ferrita y cemen/ita terciaria. A 20°C la ferrita solamente admire 50 ¡Jurtes por millón de Carbono en solución sólida.
Aceros hipoeutectoides de "de e superior a 0,0218: estos aceros, por idénticas razones a las expuestas a propósito de la austenita de 0,3" e, pre· sentan una estructura micrográfica formada por granos de ferrita libre, Que recibe el nombre de proeutectoide. enmarcando a las colonias de perlita. Las proporciones de ferrita y de perlita en peso pueden deducirse aplicando la regla de los segmentos inversos. En los aceros binarios forjados o laminados en caliente, la ferrita proeute~ toide aparece claramente como constituyente matriz -en forma de red o malla Que contornea la perlita- cuando los aceros tienen de 0,55 a 0,77" de C. Para aceros de menos de 0,55" de e no suele adoptar esta forma; se presenta más bien en fonna de cristales entremezclados con las colonias de perlita.
270
CIENCIA E lNGENJERlA DE MA. TERlALES
Complementariamente, cuando el diámetro del grano austenítico es muy grande, (por eiemplo: el habitual en aceros cuyo estado es bruto de colada), la ferrita suele aparecer en fonna de agujas Widmanstiitlell, (Figura VIIL8.).
Fig. Vill.8. EUTUctura de Wi1mansttitten
Fundiciones blancas hipoeuttclicas: en la figura V1I1.9. se esquematiza -por aplicación de la regla de las fases- la curva de solidificación y enfria· miento de una de estas aleaciones. (3" e). Su solidificación se inicia a temperatura notablemente menor que las correspondientes a los aceros (C < 2,11 "l. El constituyente primario fanna· do es austenita, que solidifica en el intervalo entre TI y 1148° e, quedando rmalmente austenita de 2,11" e, embebida en la matriz eutéctica deno· minada Jedeburira: formada por 52" en peso de austenita de 2,115' .C, y 48" de Cfe]. Al continuar descendiendo la temperatura -ya en estado sólido- la solu~ bilidad del carbono en la austenita decrece (tanto en la austenita primaria, como en la que fonna parte de la eutéctica); y el exceso de C, expulsado de las redes de austenita, va precipitando en fonna de efe] en los contornos de grano de la austenita, o bien en su interior. Por aplicación de la regla de la horizontal, puede detenninarse el cante-
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLlDQ EN EL SISTEMA
F~.c
27'
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Fig. VIII.9. CUrva de solidificación y enfn"amienlo de una fundición blanco hipoeulecl;co. l. flUslenila + 1¡(IUido. 2. formación d~ fedeburila. 3. fonnación de perlita.
nido en carbono de la austenita para cada temperatura; así como también las proporciones en peso de esta austenita (suma de la primaria y de la eutéctica), y de la eFe] (suma de la cernen tita eutéctica más la formada por pérdida de solubilidad del carbono en la austenita, que se denomina cemenlila secundaria o proeulecloideJ. Para una temperatura superior y muy próxima a 727 0 e, el contenido en carbono de la austenita será cercano a 0,77~. El diagrama de la figura Vlll.6. sefiala que, a 727 0 C. con enfriamiento de equilibrio, se produce la transformación eutectoide de la austenita de 0,77" e para dar el agregado perlita constituido por fInas láminas de ferrita y de cementita. Esta transformación de la austenita eutectoide tendrá lugar, tanto en el interior de los granos de austenita primaria, como en el interior de la austenita de origen eutéctico. A temperaturas inferiores a 727 0 e la ferrita, que en esta aleación de 3" e formará parte de la perlita, también perderá carbono por falta de solubilidad y originará nueva cantidad de la cementita que recibe el nombre de lerciaria. La estructura micrográfIca de la aleación de 3" e -ilustrada con la fIgura VIJI.IO.- resulta plenamente acorde con el diagrama de equilibrio. En efecto, a 100 aumentos se aprecian la morfologfa del constituyente disperso austenita ~formada antes de 1148 oC y transformada ya en perlita-, y la matriz eutéctica constituida por cementita (constituyente blanco) y por puntos oscuros Correspondientes a la austenita eutéctica transformada ya también en perlita. La fl8ura VIII. 11. muestra con más detalle la estructura micrográfica de
272
CIENCJA E lNGENIERlA DE MATERlALES
Fig. VID.10. 100 X Fundición blanca hipoeutéctica (3" ej.
la figura VlIl.lD. A 250 aumentos puede verse que el constituyente oscuro -tanto el primario como el que aparece en la eutéctica- es perlita producida por transformación de la austenita durante el enfriamiento. Análogas deducciones podrfan hacerse sobre las fundiciones blancas hipereutlcticas (H e> 4,3") de las figuras VIIl.I2. y VIII. 13. Estas fundiciones, a diferencia de las hipoeutécticas, tendrán como constituyente primario o disperso, agujas de efe) (cemenrira primaria) formadas antes de la solidificación de la eutéctica.
FiJ, VlII.II. 2jO x Detalle de la anterior.
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA Fe.c
273
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Fig. VIII .12. Curva de solidificación y enfriamiento de una fundición blanca }Zipereutécrica. J. Cementita primaria + [¡"quido. 2. FormaciOn de ledeburita. 3. Formación de perlita.
Las fundiciones blancas, como se desprende del diagrama de la figura VIH.6., son las aleaciones de más bajo punto de fusión de este sistema y tienen pequef\o intervalo de solidificación. Poseen, además, buena colabi· lidad y a ello se añade un débil rechupe. Propiedades todas eUas favorables
Fil. VIO.13. Fundición blaJU::ahipereuUctica
CIENCIA E INGENlERlA DE MATERIALES
274
para el moldeo y que justifican el nombre de '1illldicio//('s férreas" para estas aleaciones. Sus cstmcturas micrográficas ilustran las propkdades características de este tipo de aleaciones: daJo '1m' su constituyente 11Iatriz es la"ledeburita" (y, dentro de ésta. la Cl.'tIlcntilal. El 11100klo adcl,:uado para explicar el comportamiento de estas ait':Jo.:iOlll'S podría Sl'f el de lIlla esponja de cementila cuyos vac(os cstuvj¡.'rall rl'lknos por perlita. En consecuencia -debido a las carac!('rísticas lkl l'Ol1lplll'slü inll'fllll'l:ílico. CCltll'l1lit¡J - queda justificado su car:íC!l'f puco ll'l1aL. su prúclic:lllll'nlc llulo alarg
VII1.1.5. Determinación aproximada de la carga de rotura en aceros binarios ferrito-perl íticos Existe gran analogía entre un agregado binario elltectoide y Ull C'utéctico. Pero las eutécticas aparecen siempre como constituyente lllatriz, en tanto que un euteclOide, como ya se ha visto, es un constituyente disperso y adopta fonnas convexas aptas para ser envueltas. Como las propiedades mecánicas de las aleaciones polifásicas dependen principalmente del constituyente matriz, se comprende que los aceros hipereutectoides recocidos (enfriados metaestablemente desde el estado de austenizaci6n completa) no sean generalmente deformables por debajo de los 72 C, sus roturas no presenten deformación previa. Ello es debido a la naturaleza de la cementita -constituyente matriz frágil y duro~ que habitualmente aparece en fonna de retlculo alrededor de la perlita, y debe absorber los esfuerzos. Podría mejorarse la ductilidad del acero mediante un tratamiento ténnico adecuado (ver VII1.3.2.) para romper la continuidad del retlculo, globulizando la cementita. Por el contrario, los aceros binarios hipoeutecloides recocidos (se denominan normalizados cuando el enfriamiento, desde la temperatura de austenizaci6n, se hace al aire), presentan mayores alargamientos debido a que su constituyente matriz es la ferrita, blanda y deformable. La deformabilidad en frfo de estos aceros. es inversamente proporcional a su contenido en C, ya que cuanto mayor sea éste, menor es la proporción de ferrita. Los aceros ferrito-perlftieos de menos de 0.30% de e pueden ser deformados en frío por laminaeión, estirado, trefilado. etc., con relativa facilidad. Aunque con amplio margen de error, es posible evaluar aproximadamente la resistencia a tracción de un acero hipoeutectoide recocido o normalizado, si se tienen en cuenta las resistencias a tracción de la perlita (800 MPa) y de la ferrita (300 MPa) y las proporciones de ferrita y perlita qut' el acero presenta. Aplicando la regla de la horiz.ontal al diagrama Ft'-C, se obtienen en función del porcentaje en carbono el. los porcentajes de perlita (130. C 1 ), y de ferrita (100-130, C 1) en el acero. Este par de valores
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TRANSFORMAC/ONf:S EN ESTADOSOL/1JO ,",'N ":/. SISTEMA Fe-e
275
multiplicados. respectivamente. por los antes indicados. dan. en primera aproximación. como valor de la carga de roturd R: K (en MI)a) = 300
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Fig. VIII.I4. Transformación de la austenita por enfriamiento continuo
para un acero con
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VIII.1.6. Enfriamientos a velocidades superiores al equilibrio Comparando dos muestras de un mismo acero, calentadas ambas hasta idéntica temperatura de austenizaci6n -enfriada una de ellas con enfriamiento de equilibrio y la otra con enfriamiento ligeramente más rápido-, la cantidad de perlita observada a la temperatura ambiente es mayor en el segundo caso. (1) Un valor más aproximado de la carga de rotura se obtiene mediante la fórmula de Pickering:
R(enMPa)=15,7 {fJ.:I3[16 + 74.2 J(N) + 1.l&J-l17J
+0,235 0'17
+(l-fix13 )(46.7+
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fa = fracción volum~trlca de la ferrita. = diámetro de grano medio de la ferrita en mm d So = espaciado interJaminar de la perlita en mm
En ella, la carga de rolUra no varia linealmente con el contenido en perlita. Para contenidos en carb
276
CIENCIA E JNGENIERlA DE MA l'ERJALES
En general, un aumento de la velocidad de enfriamiento ~siempre que ésta origine ferrita proeutectoide y perlita como constituyentes- se traduce en una disminución de la temperatura Alro Ello se debe a que la formación de ferrita proeutectoide durante el enfriamiento se realiza por un proceso de nucleación y crecimiento. Por un razonamiento análogo al expuesto a propósito de la solidificación de un metal puro, se comprende que al aumentar la velocidad de enfriamiento de una cierta austenita e, (figura VIII.14.), disminuya la temperat:Jra en que comienza la formación de ferrita: TI para velocidad V h T 2 para la velocidad V 2 • etc. Y, complementariamente, puede decirse que el tamaño crítico del núcleo de ferrita disminuye con la velocidad de enfriamiento. Por consiguiente, el grano de ferrita proeutectoide será más fino si el enfria· miento es rápido. Las líneas de transfonnación en el diagrama Fe-C quedarán modificadas como se indica en la figura VlI1.I5. para velocidades de enfriamiento creciente. El punto eutectoide para la velocidad de enfriamiento V 1 corresponderá a la temperatura y composición de El. Análogamente, para la velocidad V 2 el punto eutectoide será E2 , para V 3 será E 3 , etc. Nótese que, una vez transformada la austenita el> la relación perlita/ferrita es mayor cuando las velocidades de enfriamiento han sido más rápidas. La carga de rotura de un acero ferritoperlítico es aproximadamente: R m = % perlita. Rperlila+ % ferrita.R rerrj {". Por 10 que R m aumenta con la velocidad a que fue enfriado desde el estado austcnítico. Podría objetarse que la perlita, por ser más diluída (menos rica en Carbono para velocidades crecientes) no presentará una carga de
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'1. de carbono
Fig. VIII.15. Desplazamientos de A 3 Y E al aumentar la velocidad de enfriamiento (V¡
TRANSFORMACIONES EN ";~TAl)O SOLIDO EN EL SISTEMA Fe·C
2n
rotura de 800 MPa; pero dado que el aumento de velocidad, por las razones que se señalarán en VII1.2.1, disminuye el espacio So entre láminas de ferrita y cementita, aquélla -aunque empobrecida en C- llega a tener cargas de rotura superiores a 800 MPa. Para enfriamientos 4ue originen estrucrura'i fcrrito·perliticas, es lógico que las piezas más delgadas den estructuras más regulares a lo largo de su sección transversal que las piezas de gran diámetro; en éstas la carga de rorura de probetas extraídas del centro es menor que la de muestras tomadas de la periferia. Cuando el diámetro de grano austen(tico es grande. las rápidas velocidades de enfriamiento V) acentúan la formación de estructuras WidmansIdIlen. El crecimiento de un cri!otal de ferrita depende. en parte, de la velocidad de desprendimiento del calor latente de 1<1 transformación gamma .... alfa, y en parte de la velocIdad de cesión del e en exceso desde la ferrita fomnda. El cristal de rerrita sólo adoptará la fonna polié'drica si las \'elocidades de evacuación del calor desprendido y del e en exceso son suficientes. Cuando la velocidad de enfriamiento -y por consiguiente. la velocidad de transfor· mación- aumenta, la cantidad de calor latente que debe ser cedido por unidad de tiempo a través de la intercara ferrita·austenita. también aUmenta. 1:1 que crezcan las puntas y las aristas de los cristales de ferrita pennite que el calor pueda desprenderse en múltiples direcciones: ya que el crecimiento paralelo a si mismo de un elemento de superficie plano sólo permitiría el desprendimiento d~ calor cn la dirl'cción perpendicular a dicho elemento. La difusión del (' se realiza con mayor dificultad a medida que la transformación progresa. porque el e se acumula en la allstenita inmediatamente contigua a la ferrita formada. La formación de ag:uja~ de ferrita facilita también la expulsión y difusión del e en llllJltipks direcciones llegando a enriquecer en e zonas celltrales del grano sin precisar para ello grandes recorridos de los átomos del C. Por otro lado. C0l110 la n~locidad dI;' dilusión MI e es mayor en direcciones paralelas a los planos I I I1 \ de la aUSlenita. las agujas de ferrita crecen prefercncialmentt" de modo quc sus planos 11101 coincidan con los planos (111) de la 3ustenitJ. l \'U Tahla '·llA.I. • Corno las velocidadcs dt' enfriamiento al aire en Jaros binarios sllelen ser superiores a las de cquilibrio. suele scr Irecuent!." encontrar ferrita acicular en aceros en cstado bnlto tic llloldt'o, en al'cros en t'stado bnlto de laminación o forja. t'n cordoncs de soldallura, ell'. La ~stnJctura !I'id,lltlJl.I(,ii'''t'1I t'S muy Jesfa\'orabk dl;'sde el punto de vista industria!. por bs b;¡j,IS pwpit'dJtics nh;"c;!nil-as quc confiere al acero: concretamcntc. por su b:IJ:1 tt'lul-ili.ld. Es nCú's;:¡no d't'ctuar tratamientos térmicos de //lJI'I//(/!i::ado. p:lra hal'l'f dcsapare':t'r csta morfología acicular de la ferrita. Todas 1;15 cOllsidt'raciolll'S lit' t'ste apartado St' reficren a velocidades de enfri:lIl1it'lllO dt' 1:1 austenita qllt' d:lJl por rcsultado ft'rrila proeutectoide
•
278
CIENCIA E INGENI.t.""RJA. DE MATERIALES
y perlita. Si la velocidad de enfriamiento fuera aún mayor, la auslenita se transforma en otros constituyentes -perlita fina, trostita, bainita, martensitaque no corresponden al diagrama metaestable Fe-C, que se analizan más ade-
lante.
VIII.1.7. Influencia de los elementos de aleación en el diagrama fe-C metaestable J. Elementos gammágenos.
Existen elementos que, al igual que el carbono, estabilizan la fase gamma del Fe puro. Cabría decir aquí lo mismo que lo indicado a propósito del carbono: - con elementos garnmágenos en solución sólida, la transformación de hierro delta a hierro gamma tiene lugar por encima de 1394° e, siendo más elevada la temperatura de transformación A4 cuanto mayor sea el contenido en elementos gammágenos que presenta el hierro en solución sólida. _ la transfonnación Fe gamma - Fe alfa, se inicia por debajo de 912 Q C. a 'C 1690
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CIENCIA E INGENfERIA DE MATERIALES
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TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA
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toperh'tica puede estimarse que es aproximadamente igual a la suma de dos productos: porcentaje de ferrita multiplicado por la carga de rotura de la ferrita aleada, y porcentaje de perlita multiplicado por la carga de rotura de ésta. Y puesto que al aumentar en Mn aumenta, al menos, el porcentaje de perlita, la carga de rotura del acero será más elevada que la de acero sin Manganeso, (Por otra parte. al entrar el Mn en solución sólida en la ferrita, aumenta también la carga de rotura de la ferrita proeutectoide). La modificación del punto Al tiene otras consecuencias industriales: para un mismo tanto por ciento de carbono, los contenidos crecientes en manganeso disminuyen la temperatura Al y permiten conformar el acero (por ejemplo: laminación, forja) en estado austenítico hasta temperalUras más
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TERlALE5
282
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bajas que las correspondientes al acero simplemente binario sin Mn; también el temple de aceros con Mn puede hacerse desde temperaturas mas bajas. Si se toma una misma temperatura de austenizaci6n (para conformación o para temple) para dos aceros del mismo" e, uno sin Mn y otro oon Mn, el acero con Mn presenta más propensión al sobrecalentamiento (ver VII!.3.3.).
2. Elementos alfágenos. Algunos elementos de aleación presentan un carácter contrario al gammá· geno. Elementos como Si, P, Al, Be, So, Sb, As, Ti, Nb, V, Ta, Mo, W, Cr,
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TRANSFORMACIONES EN ESTADa SOLIDO EN EL SISTEMA
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283
etc., son estabilizantes del hierro en su fonna cúbica centrada en el cuerpo, y reciben el nombre de alfágenos. En la figura VIII.19. puede verse cómo varea el bucle gamma para aleaciones Fe-Si, en función del contenido en Si. La influencia del contenido en Si sobre los porcentajes en e que saturan a la austenita a alta tempera· tura se indica en la ftgura VIII.20. Para un mismo contenido en e, el punto cr(1ico A J se presenta a más alta temperatura cuanto mayor sea el contenido en Si. El punto eutectoide también aparece a temperaturas más altas, y para menores contenidos en
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C, cuando aumenta el Si. Aceros binarios que sin Si serían hipoeutectoides (por ejemplo: 0,6" C), resultan eutectoides cuando el contenido en Si es de 2", e hipereutectoides para contenidos al1n mayores de Si. En cuanto al contenido en carbono que satura a la austenita eutéctica (2.11 % C a la temperatura de 1148 o C. en los aceros binarios). su ¡:M)rcentaje decrece con el aumento en Si. Ello se debe a la distorsión producid.\ ¡:M)r el Si en la red de la aUSlenita al entrar en solución sólida. Efectivamente, el silicio -como otros elementos alfágenos- no cristaliza en el sistema cúbico centrado en caras, y por tanto sOlo puede fonnar soluciones sólidas parciales, no totales, en el Fe.y. También se modifica la temperatura necesaria para lograr la solubilidad máxima en la austenita: aumenta, según puede verse en las figuras VII1.20., V1I1.21., VIII.22. y V11I.24., para los elementos alfágenos Silicio, Molibdeno, Titanio y Cromo. El Cr es un tanto singular como elemento alfágeno. Por lo que respecta a la transfonnaci6n delta -+ gamma resulta alfligeno, como puede verse en el diagrama Fe-Cr (Fig. VII1.23). En cambio, en la transfonnación gamma -+ alfa, sólo es alfágeno, propiamente, para contenidos superiores al 7'i'.
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
284
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Para porcentajes inferiores a 5" de Cr, su influencia en aceros de contenido bajo en e es garnmágena; como puede advertirse en la figura V1I1.24. La temperatura eutectoide, en función de la composición del acero es, aproximadamente, según Andrews:
A, en
'c =727-10,7 (% Mn) -
16,9 (" Ni) + 29,1 (" Si) + 16,9 (" Cr) + + 290 (" As) + 6,38 (" W)
En cuanto a las temperaturas Ale. teniendo en cuenta el carácter alfágeno y el gammágeno de los elementos:
AJ , = 912-203 YC-30 .. (" Mn)-15,2.(% i)-II.(I< Cr)-20.(I< Cu)+ + 44,7(" Si) + 31,5(" Mo) + 13,1 (" W) + 104 (" V) + 120 (" As) + 400 . (l< Ti) + 400 .(l< Al) + 700 (l< P)
TRA.NSFORMA.CIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA Fe-C
285
Fígura VDI.24. Secciones del bucle gamma, proyecladas sobre el plano de 0% er, para diversos procentajes de Cromo. ~ limites de saluración de carbono en la auslenica (%C, ¡ve). o {(eutectoides perlíticosJO (%C, Pe).
Esta fórmula recoge el carácter garnmágeno del Cr para bajos contenidos de éste, y evidentemente, no sirve para aceros altamente aleados. Para los elevados porcentajes en Cr de los aceros inoxidables ferríticos (17" Cr, e '" c;o.OO3"). y aceros refractarios (25-30" Cr, e <: O,35N), estas aleaciones Fe-C-Cr solidifican en forma de hierro delta, que continúa siendo cúbico centrado en el cuerpo hasta la temperatura ambiente. Quedan suprimidas las transformaciones ferrita delta -. austenita -+ ferrita alfa, y se producen sólo transformaciones por pérdida de solubilidad para formar carburos por nucIeación y crecimiento. Entre los elementos alfágenos son carburígenos -o formadores de car· buros- el Ti, Zr, Nb, V, Ta, W, Mo, Cr (siendo este mismo el orden creciente de estabilidad de los carburos). Otros elementos aleantes no carburfgenos, con nula o negativa afini· dad con el C, tienen carácter grafitizante: Si, P, Al, Ni, Cu (en orden decre· ciente de capacidad de grafitizaci6n). Tienden a favorecer la formaci6n aislada de Fe'}', o Fea, y grafito: impidiendo -por un efecto de diluci6n y de afinidad- la reacci6n entre átomos de Fe y de C para dar cementita. Por ello las fundiciones férreas con un adecuado contenido en Si (superior a 1,5") solidifican sin formaci6n de ledeburita, dando un agregado eutéctico de austenita y grafito (fundiciones grises). Durante el enfriamiento de una fundición gris, una vez solidificada, los elementos grafitizantes también favorecen -si su cuantía es suficiente- las transformaciones "de tipo estable" de la austenita: dando como constitu· yentes ferrita y grafito en lugar de formar cementita. La proporci6n de ele· El carlicter carburígeno no es exclusivo de los elementos alf!genos. Algunos elementos lammágenos, como el Mn, son ligeramente carburflenos.
286
CIENCIA. E INGENIERJA DE MATERIALES
mentos grafitizantes produce siempre un compromiso entre solidificación estable (fundición gris) y metaestahle (fundición blanca), que a veces se re· suelve con la presencia simultánea de grafito y ledeburita (fundiciones atrochadasJ. Otro tanto ocurre en el enfriamiento; la austenita de una fundición gris puede transfonnarse en ferrita y grafito, o en cementita y perlita (fundiciones grises de matriz perlítica). Antes de acabar este apartado relativo a la influencia de los elementos en el diagrama Fe-e, es oportuno indicar que, tanto sean gammágenos como alfágenos, endurecen la ferrita cuando forman con ella soluciones sólidas. El endurecimiento es notablemente mayor en las soluciones sólidas de inserción (C y N) que en las de sustitución. El carácter endurecedor, de más a menos, resulta ser: e, N, P, Sn, Si, Cu, Mn, Mo. El Ni Y el Al apenas endurecen la ferrita. El Cr, posiblemente debido a la remoción de solutos intersticiales, aparentemente ablanda la ferrita. El aumento de dureza va acompañado. en general. de pérdida de tenacidad. El N Y el P elevan notablemente la temperatura de transición dúctil fragil y, en consecuencia. aumentan la fragilidad de la ferrita de modo importante. Para 1% de N en solución sólida. la temperatura de transición dúctil-fragil se elevaría en 700 oc. Un 1% de P elevaría 400" C aquella temperatura. Para 1% de Sn la temperatura de transición sube 150 o C. y para 1% Si 44 o C. El Cu. Mn, Mo. Cr disueltos en la ferrita. apenas afectan a la tenacidad.
VIII.2. TRANSFORMACIONES DE INEQUILlBRIO EN EL ENFRIAMIENTO DE LA AUSTENITA VI1I.2.1. La reacción perlitica
La velocidad de enfriamiento determina la estructura micrográfica y las propiedades, que resultan de la transfonnación de la austenita. Como el estudio de la transformación de la austenita en enfriamiento continuo, y a grandes veíocidades es prolijo, en este apartado se analizará lo que suce· de al transformar la austenita isotérmicamente, a diversas temperaturas, por debajo de la temperatura eutectoide; y ello, por analogía, ilustrará sobre los constituyentes que se forman a partir de la austenita con diversas velocidades de enfriamiento. Cuando una austenita de 0,77% C es enfriada para su transformación isotérmica a una temperatura inferior a A c , pero próxima a ella, la auste· nita se transforma en perlita. Este proceso de formación de la perlita se realiza por nucleación y crecimiento; por tanto, las relaciones de temperatura y tiempo resultarán simio lares a las expuestas a propósito de la solidificación. Cuanto más baja es la temperatura de transformación, tanto más pequeBos son los núcleos de cementita y ferrita y, por consiguiente, tanto menor es la separación entre láminas de la perlita, y mayor su dureza.
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA
F~-C
287
Cuando la temperatura es muy baja, el C difunde con djficultad en el interior de la masa sólida, y la velocidad de nucleación de cementita disminuye; tanto más cuanto más baja sea la temperatura elegida para la transformación. Lo mismo sucede con respecto a la velocidad de crecimiento de los núcleos. La velocidad de transformación (o porcentaje de austenita transformado isotérmicamente en función del tiempo) es el producto de las velocidades de nucleación y de crecimiento. Por tanto, la curva correspondiente al 1" de austenita transformada en perlita adoptará la forma típica de curva C; y 10 mismo sucederá para la curva correspondiente al 100" de austenita transformada (véase la zona superior de la curva en la figura VIII.34.). En general, el máximo vertical de esta curva no coincidirá con la misma temperatura de transformación isotérmica que el máximo vertical de la curva de 1" de auste· nita transformada. SegUn sean las temperaturas de transformación isotérmica, la perlita adopta morfologías diferentes que suelen conocerse por los nombres de perlita gruesa, perlita fina (a veces denominada semita). trostita.
Fig. V1lI25. Perlita laminar gnlesa
Perlita nomlal }' grnesa: "-ormada entre 650 0 -72JOC, está constitu (da por láminas alternas de ferrita y cementita separadas entre sí 0.25-0.5 pm (.) Su carga de rotura R es de unos 800 MPa. (Figura Vlll.25.). Perlita fina: formada en la zona de 600.-6500 e, est<1 constituida por laminillas separadas 0, I a 0,2 101m, aproximadamente. La resistencia de la perlita fina suele estar comprendida entre 900 y 1400 MPa. Tiene una resistencia similar a la de la marlensita revenida: pero, O I J.lm - 0.001 mm.
288
CIENCIA E lNGEN1ERJA DE MA TERlALES
Fig. V1II26. Trostita (en los contornos de grano) sobre fondo de martensita
por la menor finura en la dispersión de cementita, su límite de fatiga es más bajo. Tros/ita: para temperaturas de transfonnación isoténnica menores (500600 0 C), la austenita se transfonna en una perlita muy fina, prácticamente irresoluble al microscopio óptico con distancias interlaminares de 0,1 ,um, aproximadamente, que suele denominarse trastita. Este agregado perlftico adopta formas nodulares, radiales, oscuras, y se forma preferentemente en las antiguas juntas del grano austenítico. (Figura VII1.26.). Sus propiedades físicas son intermedias entre la perlita fina y la bainita. Tiene una resistencia de 1400 a 1750 MPa. Su dureza está comprendida entre 400 y 500 Brinnell, y el alargamiento entre 5 y 10%. Transfonnación de austenitas no eutectoides: si la composición de la austenita inicial no fuera 0,77% de C, su descomposición por velocidades de enfriamiento no rápidas dará lugar primeramente a la aparición -por nucleación y crecimiento- de productos proeutectoides: ferrita o cementita, según sea el acero hipo o hipereutectoide. En transformaciones isotérmicas, los proeutectoides aparecen igualmente dando una "curva C" de transformación. Si el acero es hipoeutectoide de C I % de carbono, fonnará el constituyente proeutectoide, ferrita, para temperaturas comprendidas entre A 3 yAc. Unicamente cuando la temperatura es menor que A e puede tener lugar la reacción perlítica: después de un tiempo de incubación ti la austenita empieza a descomponerse produciéndose al principio ferrita proeutectoide; hasta que, al cabo de cierto tiempo t 2 (que corresponderá al de incubaci6n de la reacci6n perlítica), empieza la transfonnación de la austenita en perlita, terminando la transformación al cabo de un tiempo t 3 .
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA Fe-C
289
Para temperaturas de transformación inferiores a la que corresponde a la nariz perlítica (el máximo vertical), la austenita de C 1 % de carbono suele transformarse directamente, sin formación previa de ferrita proeutectoide. Análogas consideraciones pueden hacerse en el caso de los aceros hipereutectoides; pero, a diferencia de los hipoeutectoides, la curva C que precede a la transformación perlítica, corresponde a la formación de cementita proeutectoide.
VIII.2.2. la reacción bainítica En 1930, Bain & Davenport, estudiando las transformaciones isotérmicas de la austenita, pusieron de manifiesto un tipo de transformación que tiene lugar a temperaturas menores que las de la zona perlítica; y que se conoce con el nombre de reacción bainítica. Al efectuar la transformación por enfriamiento isotérmico de un lote de probetas previamente austenizadas, se comprende que cuando la tempe· ratura de transformación es inferior a las correspondientes a la zona perlítica, la baja difusividad del e en la austenita a esa temperatura, impedirá que los átomos de carbono emigren por difusión para concentrarse en determi· nadas regiones y dar gérmenes de cementita. Sin embargo, la austenita a dicha temperatura está muy alejada de sus condiciones de equilibrio -que corresponden a temperaturas más altas que Ae - Y experimenta, por tanto, una fuerza inductora para su transformación gamma -+ alfa, debida al fuerte subenfriamiento. Este salto térmico entre temperaturas superiores a A 3 y la temperatura de transfonnación isotérmica, ·puede ser suficiente para activar la formación de gérmenes de ferrita, por simple transformación alotrópica de la austenita. El constituyente inicial director de las transformaciones bainíticas es la ferrita (a diferencia de las transformaciones perlíticas en que el constituyente director es la cementita). En lo que sigue denominaremos 8 s, 8 6 , (}" 8 8 a unas temperaturas infe· riores a las de transformación perlítica y tales que 8 s > 8 6 > (} 7 > (} 8. A temperatura 8 s la fonnación de ferrita, con simultánea expulsión de carbono, que va a localizarse en la austenita no transformada, se ve acompa· fiada de un rápido crecimiento de la ferrita que engloba progresivamente zonas austeníticas enriquecidas en carbono y, por ello, más gammágenas. Estas zonas austeníticas se transforman posteriormente en ferrita y gránulos de cementita formados preferentemente en la inteTcara austenita -+ fe· rrita de las zonas englobadas (aunque algunos de ellos pueden precipitar en el interior de dichas zonas). El conjunto presenta una morfología que recibe el nombre de granulita. Esta estructura aparece más fácilmente en enfriamientos continuos que en isotérmicos y es frecuente en los aceros de bajo contenido en carbono. Es una estructura muy desfavorable para el mecanizado.
C/ENCJA E INGENIERJA DE MATERIALES
290
A la temperatura () 6 el carbono expulsado por la ferrita difunde y enriquece la masa de la austenita de un modo general; pero el crecimiento de la ferrita es menos rápido y no engloba zonas de austenita. Como el carbono estabiliza a la austenita, la reacción se detiene al cabo del tiempo; y aparecen la agujas de ferrita sobre un fondo de austenita no transfonnada aún, Esta estructura suele denominarse constituyente X de Davenport: y apa~ rece claramente en algunos aceros aleados. Es bastante parecida -aunque con agujas de ferrita mucho más finas- a la estructura de WidmansHitten. La fonnaciÓn del constituyente X se acentúa cuando la austenita es de grano grande.
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5000 x Fig. VIII.27. Bainita superior
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOL/DO EN EL SISTEMA Fe-C
291
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10000 X Fig. V0I28. Bainita inferior
Si la transformación isotérmica tuviera lugar a temperatura e7. se forman también gérmenes de ferrita; pero el carbono expulsado difunde con más dificultad y no enriquece de modo general toda la masa de la austenita. La ferrita formada crece como aguja rechazando el exceso de carbono sobre sus flancos y da lugar a la aparición de cernen tita en el interior de la auste· nita adyacente. Esta, al empobrecerse en carbono, se transforma en ferrita, con 10 que las primeras agujas de ferrita se desarrollan luego lateralmente en detrimento de la austenita empobrecida en C. Como la cementita no aparece hasta al cábo de un tiempo, las iniciales agujas de ferrita pueden crecer hasta tener dimensiones relativamente im~
292
CIENCIA E lNGENIERJA DE MA TERlALES
portantes. Por \:s[¡¡ razón, l:uando la cantidad de e acumulado en la austenita adyacente f.:S sulil.;il.:ntl' para producir la precipitación de cementita, el bastoncillo de ct:tlH.:nlil;1 rOrlnado aunque sólo es visibll; al microscopjo electrónico- suele ser grande. Iodo ciJo origina la form
las pequel'ias distandas a que se ha aludido en d caso de la bainita superior. A la temperaLura 0 11 se forma una plaqueta delgada de ferrita, sobresaturada en t:arbono, y crece en su propio plano con precipitación dt= carburo en su intcrior, sobre los planos (110) de dicha ferrita. El constituyente fonnado recihe el nomhre de hUÍnita injáÍor (ver figuril V 111.2XJ. Lxiskn verdaderas relaciones de eritaxia entre la fast= austenítica y la ft:rrita forlllaua en la bainita inferior: (IIII~
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(1lOla
(relación de Kurdjumov)
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110 >~ 1/
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111
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El intervalo de tt=mperaturél en que los gérmenes de ferrita son constituyentes directores de la transformación de la austenita, recibe el nombre de zona bainítica. Las curvas de 1" y 100% de bainita, son también curvas del tipo "c" (véase la zona inferior de la curva en la figura VIII.34). La dureza de la bainita depende del contenido en carbono del acero y de la zona en que se haya formado: la bainita inferior es más dura que la bainita superior. Como orientación puede decirse que la dureza de la bainita suele oscilar entre 40 y 60 HRc. En algunos casos, sobre todo en aceros de alto contenido en carbono, (0,6-0,7%), la bainita inferior es más resiliente -para igual dureza- que la estructura de martensita revenida. El proceso de formación de la bainita inferior es muy semejante al de formación de la martensita (que luego se indicará)., en el cual también se verifica la relación Kurdjumov. Con la diferencia que, así como en la marten· sita el carbono queda retenido en una red "alfa distorsionada" (tetragonal) formada por cizallamiento de la fase gamma, en la bainita inferior también se produce cizallamiento, pero con expulsión simultánea de carbono. Una confirmación del cizal1amiento que tiene lugar en la bainita inferior, son los efectos de relieve que se observan sobre una superficie pulida; en tanto que la ferrita proeutectoide y la ferrita perlítica no muestran estos efectos. En algunos aceros se presenta una neta frontera de temperatura entre las transfonnaciones perlíticas y bainítiéas, y por ello Steven & Haynes señalan una temperatura B" por debajo de la cual las transformaciones son bainíticas:
293
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA Fe·e
Bs (OC)
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270 (%C) - 90 (JllíMn) - 37 (%;-..[U
70 (%Cr) - 83 (%Mo)
Los mismos autores señalan que B, es válida con aproximación d!: ± 25°, Y 90% de intervalo de confianza, para aceros cuyas composiciones están comprendidas en los siguientes límites: O, I a 0,55%
e,
0,2 a 1,7% Mn
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VII1.2.3. la tréllsfonnación martensítica En apartados anteriores se ha indicado que la transformación de la austenita, producida por nuclcación y crecimiento (con difusión). origina la formación de estructuras de tipo pcrlítico, o de tipo bainítico, según sea el orden de temperaturas en que la transformación tiene lugar. Cuando por un brusco enfriamiento -que evite la formación de perlita o de bainita- la austenita es llevada a temperaturas más bajas que la de transformación bainítica, se produce una transformación sin difusión -a una velocidad igual a la del sonido- dando un constituyente de idéntico contenido en C que la austenita, que recibe el nombre de martensita. Cristalográficamente la martensita es una estruc!Ura tetragonal con átomos de e en posición intersticial (figura VIl1.29.b). La figura VIII.30. representa la variación de los parámetros cristalinos e y a de la martensita en función del porcentaje de C. En la misma figura Tr:lzas de (11 ~h
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Superfkie del.:ristal de :lllstenita (a)
Fig. V1II29. Estntelllra cn'stalina de la marteflsita x lugares para la ¡mereción del carbono. • dtamas de hierro.
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294
CIENCIA E INGENIERIA DE MATERIALES
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'%c " "" Parámetros), dureza de la martensita, en función de/% de carbono (en la parte superior de la figura, el parámetro de austenita).
se repres~n!a la variación d~l parámetro a de la austenita; y (k su comparación se deduce lo siguient~: • La variación del parámetro e de la martensita ~función del porcentaje en carbono- pr~sen(a una pendiente tres vec~s superior a la variación del parámetro a de la austenita, en función del porcentaje en carbono, • Si bien e aumenta con el porcentaje de carbono, a en cambio disminuye constantemente de manera lineal. Las curvas extrapoladas para 0% e pasan por un mismo valor del parámetro 2,86 Ao, que es precisamente el parámetro del Fea puro, Así. la martensita aparece como una red de ferrita deformada preferencialmente según el eje e, Este es un punto interesante a considerar, puesto que justifica d carácter esencialmente metaestable de la martensita. En efecto, por elevación de temperatura (revenido), puede provocarse la eliminación de los átomos de·C intersticial, que reaccionarán con átomos de Fe, dando como productos finales de la descomposición de la marte.nsita los constituyentes ferrita y cementita, Por otra parte, y puesto que la gran dureza de la martensita (fig. VIII.30.) es debida fundamentalmente al e -no a los elementos de aleación- ello ha llevado durante casi 60 ailos a buscar las razones de la extraordinaria dureza de la martensita en la tetragonalidad de malla conferida por el C.
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOUDO EN EL SISTEMA Fe-C
295
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1,030
1,020
% ca,bono O,,
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0,4
0,5
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0,1
0,8
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Fig, VIII.3I. lú'la¡;júlI c/a ele la martensita, en jimdúrJ elel %
0,10
e
La transformación de austenita en martensita va siempre acampanada de (Jumellto de volumen, como puede verse, a modo de ejemplo¿ en el acero binario de 0,6% de C: el parámetro de la austenita es 3,571 A Y los parámetros de la martenslta para 0,6 % e son 2))53 A para a y :?: 93 A para c. La austenita tiene 4 átomos de Fe por celda elementaL y la martensita dos átomos de Fe por celda elemental. La transformación de N celdas de auslenita origina la formación de 2N celdas de martensita, con lo que resulta -determinando los volúmenes correspondientes a N celdas de austenita y 2N de martensita- un incremento de volumen de 4,7%. La transfonnaci6n de austenita en martensita tiene lugar sin di/itsión (sin nucleación \' crecimiento).
es prácticamente instantánea la velocidad de formación c;le la martensita por rápido enfriamiento de la austenita. la martensita (observada al microscopio) presenta un aspecto acicular con efectos de relieve producidos por mecanismos de cizallamiento, prueba de que su fonnación resulta de transfonnaciones casi instantáneas (sin difusión) en ciertos planos cristalográficos de la malla de austenita. Kurdjulllov y Sachs han establecido las relaciones de orientación existentes entre la martensita y la austenita en un acero de < 1.4" y han intentado explicar el paso de una red a otra por un mecanismo de cizaJlanl~nto simple. Han demostrado que los planos más densos p lO} de la m artensita tetragonal son casi paralelos a los pla. nos más densos de la austenita { lll}, en tanto que las direcciones < 110 > de la austenita son prácticamente paralelas a las direcciones < 111 > de la martensita; 10 que teniendo en cuenta la simetrla de la red implica la existencia de 24 orientaciones diferentes de la martensita con relación a la austenita.
e
296
CIENCIA E INGENIERlA DE MATE/UALES
Fig. VIII.32. Martensita sobre/ondo de austenila usidua/ La transformación martensftica se realizaría por cizaJlamiento sobre los planos {JII} de la austenita según la dirección <211 > seguido de un segundo cizallamiento según la dirección < JO 1 > de la austenita (es decir, < 111> de martensita) y, fi· nalmente, algunas ligeras modificaciones de Jas posiciones de los átomos para obte· ner exactamente las dimensiones de la malla de martensita.
- la martensita tiene el mismo contenido en e que la austenita, y la localización del e en la martensita canrinna que las distancias recorridas por los átomos de e son menores que el parámetro a. La figura Vm.33. seflala el mecanismo propuesto por Baio para explicar la transfonnaci6n martensítica: de dos mallas cúbicas de austenita puede extraerse una malla cuadrática que tenga la semidiagonal de la cara del cubo como lado del cuadrado de la base. En estas condiciones, la relación c/a de esta malla extraída de la austenita sería igual a .,j2 (mayor que la relación c/a en la martensita). De aquí surge la idea de Bain: se puede pasar fácilmente a verdadera martensita a partir de esta red de "martensita" extraída de las mallas austeníticas por compresión de la red austenítica según una dirección paralela al eje vertical, de tal manera que los átomos de Fe se aproximen unos a otros. Ello ilustra claramente sobre el paso de austenita a martensita sin difusión; y también explica que pueda obtenerse una cierta cantidad de martensita por simple defonnación de la auslenita. Sin embargo, el mecanismo propuesto por Bain, si bien tiene el mérito de ser una primera explicación propuesta para mostrar la [onnación de
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA
297
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martcnsita. no es cierto. I-n d IlIl'\.'anismo de Bain no 5\.' han' inll'rvcnir id ciza!lamiento y <¡\.' pn.. vé paralelismo l'ntr\.' (IOO}y )' t llO}o:'Y Ull paralelismo eolr\.' l¡¡~ dirt'l:dont'~ < 110> dt' la austenila y < 100> d\.· la marlt'nsila, lo cual no ocurre el1 la rl'alidad. (011 indl'lh.'nl!l'nda de los m...canismos lTistalog.ráficos por los qu\.' la auslenila se trallsforma en marlensita. la posibilidad tl'rmodinámk"a d\.· esta reacci6n a una temperatura T m , está determinada en primera aproximación por el salto térmico (O - T m ) que hace posible la disminurión de ('ner· gCa libre "de tipo qu(mico"' necesaria para el paso de allslenita a martensila desde la temperafura de auslenización O. Esta disminución de energi"a libre de "'ripo qUlmico"', comprende lIn halance entrl.': - Disminución de energlo por paso d(' la forma g.amma a la forma alfa.
Aumellfo de ('I!erglo por distorsión de la fonna alfa (debido a que
lodo el e de 1<1 austenita. y todos los alcantes, d('bcll mantenerse.' disueltos en "'ferril;)" qUl.' adupta cslruclura tetragonal).
CIENCIA E INGENJERlA DE MATERIALES
298
Es razonable admitir que la formación de mar1ensita requiere mayor salto térmico cuanto mayor sea el contenido en elementos de aleación previamente solubilizados en la austenita. Para {onnar el 1l7' de martensila. la temperatura T m -que en este caso recibe la denominación Ms- depende, casi exclusivamente, de la campo. siciOn química (ver fIgura VII1.34.), o depende, por ejemplo, de la velocidad de enfriamiento (siempre que la velocidad sea superior a un cieno valor crítico para impedir la formación de perlita o de bainita). Existen varias fórmulas para la determinación de Ms en función de la composición química. Se indican a continuación las fórmulas de Steven. Nerenberg y Hollomon. Probablemente la relación más precisa es la de Steven, corregida por Irving, M, oC = 561 - 474. (~C) - 33. (% Mnl - 17. (U Ni) - 17. (% Cr) - 21. (U Mo) - 11. (U W) - 11. (U Si) Dicha fórmula determina Ms con una aproximación de ± 2 oC cuando la composición del acero resulta ser: 0,1 a 0,55" C, Ni menor de 5~ , Si entre 0,1 y 0,35%, Cr menor que 3,5%, Mn entre 0,3 y 1,7", Mo menor que 19'. La f6nnula de Nerenberg para calcular Ms es: M,
Oc = 500-350. (~C) -40. (U Mn) -22. (U Cr) -17. (lO
i) -11.
(U Si) -11. (lO Mo) Según Hollomon, el valor de Ms resulta ser: M,
= 500-350. (U C)-40.(lO
Mn) -35.(% V) -20.(% Cr) -17.(% Ni) -10. (% Cu) -10.(% Mo) -5.(% W) + 15. (% Co) + 30 . (% Al).
El conocimiento aproximado de la temperatura Ms en funci6n de la como posición química, es de interés industrial porque proporciona un criterio sobre el comportamiento del acero a la deformación y agrietamiento durante el temple (más agrierable cuanto menor sea MJ Como complemento a lo anteriormente indicado, nótese que al obtener martensita el salto térmico equivalente ha de compensar también el aumen· to de energía libre "de tipo mecánico", debido a que la relación austenita· martensita supone:
- Qwnento de volumen - defonnación plástica de la austenita contigua a la martensita. - creaci6n de un campo de tensiones elásticas, en la austenita contigua a la austenita defonnada plásticamente.
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA Fe-C
299
Este aspecto importa en la formación de martensita por debajo de M,; para obtener mayores porcentajes de martensita se necesita compensar un mayor valor de la "energ{a mecánica" y, por consiguiente, se requerirán mayores saltos térmicos. Numerosos autores han buscado la relación entre la cantidad de marten· sita formada y el subenfriamiento necesario por debajo de M,. El tanto por uno, en volumen, de austenita residual, o no transformada, para aceros de alto contenido en Carbono, es: V'I
= exp I -0,011
(M, - T,nJ I
siendo T m la temperatura de enfriamiento instantánea.
VIII.2.4. Curvas T.T.T. (transformación-temperatura-tiempo) Las tres zonas que se han expuesto anteriormente como desarrollo de las reacciones fundamentales de la transfonnación de la austenita -zona perlítica. zona bain(tica, y zona mar{ensftica~ resultan fuertemente alteradas por factores intrínsecos como son el contenido de carbono y los elementos de aleación del ~cero En general cualquier elemento que forme soltlClon sólida con la austenita -bien sea de sustitución (Mn, Ni. Cr, etc) o de ins'~rción (B, N, etc.)retrasa las transfonnaciones isotérmicas, tanto perHticas como bainíticas. Parece lógico que así sea, ya que dichos elementos ejercen un efecto de barrera u obstrucción para la difusión del carbono; y, por tanto, los gérmenes de cem¡>ntita (en la zona perHtica). o de ferrita (en la zona bainítica), tardarán más tiempo en aparecer. Los elementos gammágenos -especialmente Mn y Ni- rebajan las tempe· raturas de transformación austenítica A 3 y Al'; con lo que disminuyen las temperaturas de las transfonnaciones perl(ticas. El Mn y el Ni. además, retra· san por igual la nariz perlftica y el mentón bainftico. Además los elementos fonnadores de carburos, (el er. el Mo. y otros). retrasan más la transfonnación perlítica que la transformación bainítica. Son clementos alfágenos. y por elevar las temperaturas de transfomlación A J y A". deber{an aumentar la difusión en las reacciones y, por tanto. acelerarlas: pero este efecto es contrarrestado por la acción contraria que determina su afinidad por el carbono para producir carburos. (La nueleación de la cementita se ve retardada, y aumenta el período de incubación). La curva perl ftica se desplaza hacia arriba y hacia la derecha. estrechándose su campo. La influencia del carbono es, en principio, similar a la de cualquier ele· mento. Para aceros hipoclItectoides, las transfonnaciones perlíticas y bainí· rica. tardan más tiempo en realizarse cuanto mayor sea el contenido en carbono.
CIENCiA E INGENIERIA DE MA TERIALES
300
El B para contenidos de 0,0005 - O,003j16 formando solución sólida de inserción en la austenita, retrasa la transformación proeutectoide y la zona perlítica de modo muy notable. Para aceros hipoeutectoides de un mismo contenido en carbono el %, y medianamente aleados, los retrasos en la transformación perlítica y bainftica pueden considerarse proporcionales, respectivamente, a m y n.
+ 4,1. % Mn) (1 + 2,83. % P) (1 - 0,62. % S) (1 + 0,64. + 2,33. % C,) (1 + 0,52. % Ni) (1 + 3,14. % Mo) (1 + 0,27. % Culo
m ~ (0,254. % C,) (1 % Si) (1 n
~
(0,272. % C,) (1 % Si) (1
+ 4, l.
+ 1,16.
% Mn) (1
%C,) (1
+ 2,83.
+ 0,52.
% P) (1 - 0,62. % S) (1
%Ni) (1
+ 0,27.
+ 0,64.
%Cu)
Los (leeros eulectoides -puesto que no contienen productos procutectoi~ des- presenlan una curva perlítica más alejada del origen de tiempos que la curva perlítica de los aceros hipereuteetoides. ya que. en este caso, la cementita proeuteetoide formada acelera por nucleación heterogénea la aparición de los gérmenes de cementita rectores de la transformación perlítica. En los aceros poco aleados, las zonas perlítica y bainítica aparecen solapadas. Otro tanto ocurre con las zonas bainítica y martensítica para aceros más aleados; y ello porque después de foonarse la cantidad correspondiente de martensita, se produce una reacci6n bainítica en la austenita residual (las deformaciones producidas por las primeras plaquetas de martensita aceleran algo el mecanismo de formación de bainita). La determinación práctica de la curva isotérmica ITT de cada acero constituye siempre una ayuda inestimable que orienta y hace comprender los tratamien tos térmicos. Dicha curva sólo puede aplicarse con propiedad en tratamientos isotérmicos. Sin embargo, suele utilizarse también -industrialmente- en en friamientos continuos: sobre ella pueden superponerse, sin graves errores prácticos, las curvas de enfriamiento real. Superponiendo a la curva TIT otra curva que sef\ale la velocidad a que se desea enfriar la austenita, pueden predecirse con bastante aproximación las estructuras que se obtendrán con ese enfriamiento. Si la velocidad de enfriamiento es muy lenta, se obtendrán estructuras de tipo perlítico. Si la velocidad de enfriamiento fuera mayor, se obtendrían estructuras bainHicas; y si la velocidad fuera tal que la curva de enfriamiento no cortara a la curva TTT en ninguno de sus puntos, se obtendría estructura martensítica (acero templadoJ. Se denomina velocidad cdtica de temple Ve, a la mínima velocidad de enfriamiento requerida para evitar la transfonnaci6n de la austenita en otros constituyentes antes de alcanzar la temperatura Ms (ver fig. VIII.34.). La curva TIT depende fundamentalmente de la composición química del acero, pero existen también factores extn'nsecos que ~aunque en menor 4
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOL/DO EN EL SISTEMA
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301
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Fill:. VIII.34. Curva TTT de un acero de O,57%C, O, 7'J'Mn, 0,20'J'Si, 0,70"Cr, /,7"Ni, 0,3% Mo, 0,/" V. temperatura de austellización 880 0 C. (S. A, Echn'ama).
medida- influyen sobre ella. Por ejemplo, el tamafto de grano austenítico y la temperatura de austenizaci6n desde la que se inicia el enFriamiento. En las transFonnaciones por nucleación y crecimiento, para una misma composición química, se inicia más tardíamente la transFonnaci6n de la austenita, cuanto mayor sea el tamaiio de grano austenítico. Los gennenes de eementita o de ferrita se fonnan preferentemente en las jumas de grano; por consiguiente, cuanto más pequeno sea el diámetro de grano austenítico y, por tanto, mayor el número de juntas de grano existentes, antes comenzarán las transo fonnaciones en las zonas per](tica y bainftic3.
En cuanto a la transformación martensítica, cuando el tamai'lo del grano austenítico del acero es muy fino, la temperatura Ms> generalmente disminuye. Las numerosas juntas de grano parecen oponer un obstáculo a la formación de martensita: por su influencia en el juego de defonnaciones elásticas y plásticas que concurren en la energía de tipo mecánico anteriormente enunciada. La temperatura de austenización tiene una influencia varia. Por una parte, si el acero no presenta inhibición aJ crecimiento de grano (véase VII!.3.3.), el aumento de temperatura equivale a un aumento del tamaf10 de grano austenítico. con las consecuencias ya sef1aladas. Atendiendo a otro aspecto, si la temperatura de austenizaci6n es muy elevada, la austenita al homogeneizarse en composición química se hace más estable, y por ello también se retrasan las transFonnaciones perlítica
Ctl~NClA
302
E INGENIERlA DE M..t TERJALES
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Fig. VIII.35. Cun'Q T. T. T. de enfriamiento continuo (IR5/D).
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Acero 0,12" e, 0,79" Mn, 1,23" Sí, 0,0141' S. 0,0119' P, 0.43" Ni, 1,22" er. 0,,549' Ma, 0.249' Cu, 0,053" As, 0.0169' Ti. Ausrenitado Q
950 0
e durante J/2 hora. Tamaño de grQflO 9.
I 2'h
TRANSFORM.4.CIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA Ft!-C
303
y bainítica: una austenita ¡n homogénea presenta mayor probabilidad de que. en determinados puntos de su masa. las reaCl.:ionc-s pl'rlílicas y bainiticas se inicien prontalllc-nte. Con relación a la transformaci6n martensitica. el aUlllento en la tempe· ratura de allstenizaci6n se traduce. en general. en lIna disminuci6n de la temperatura M". Este efecto. claramente advertido en aceros de alto conteni· do en carbono y akados. parece ser debido a que: - la disolución progresiva de los carburos aumenta el contenido en carbono y alean tes solllbilizados en la 3ustenita. Complementariamente. la austenita resulta más estable por su mayor homogeneidad y exige también mayor salto térmico para la energ(a de tipo qUlmico: y ello origina una disminución de la temperatura M,. - el efecto inhibidor de los alean tes mantiene un grano auslenítico fmo. En cuanlO a la austenita residual, el aumento en la temperatura de auste· nilaeión -con la consiguiente estabilidad de la austenita- produce casi siempre un aumenlO en la cantidad de austenita no transformada en el temple. No sólo por la consiguiente disminución de M,. sino también por la refractariedad de la austenita a transformarse por debajo de M,. Esto es par· ticularmente notable en aceros con al lO contenido en carbono y alcantes. A veces. sin emb3rgo. se observan excepciones a lo expuesto. y un aumento en la temperatura de auslenizllción origina un grano austcnftico muy grande. que. como hemos dicho. afecta a M, elevando dicha temperatura por la innuenci3 en la energía de tipo mecánico.
V111.3. TRANSFORMACIONES POR CALENTAMIENTO
VIIJ.3.1. Revenido de la martensita Las lransfonnaciones que se desarrollan al calentar una martensita ¡;Olll' prenden V3rias etapas. que a veces se solapan entre SI . • En la primera etapa (100 0 - 2000 Cl. la martensit¡¡ de estructura tetra· gonal rechaza el carbono en exceso y da origen a la precipitación de un .carburo denominado epsilon. de estructura exagonal compacla y fórmula aproximada Fe2.4 C. Esta precipitación puede apreciarse al microscopio eleclrónico y va acampanada de empobrecimiento en carbono de la matriz. Por migración del carbono se reduce progresivamente la tetragonalidad de la martensita y cuando el carbono llega a ser 0.20%. la martensita h3 cambiado de estructura pasando de letragonal a cúbica centrad3 en el cuerpo. o ferrita sobresatur3da (marlensila betaJ. Esta martensita cúbica puede reconocerse por su rápido ennegrecimiento cuando es atacada con nital. La tenacidad medida a
304
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERlALES
temperatura ambiente, aumenta progresivamente en la mayoría de los aceros templados conforme se eleva la temperatura de revenido en esta primera etapa. • La segunda etapa en el revenido
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA
F~-C
305
fragilidad. Si 1!'!J101 c\ muy pequeña. hay poca interacc;ión entre ambos, e In\u· fidente fUCff¡¡ inductora para la !>Cgregaci
• Algunos aceros, en cuya composición figuran elementos carburfgenos (Mo, W, Y, Ti), suelen presentar a 600 0 e una sexta etapa de revenido denominada etapa de dureza secundaria. Si antes del temple los elementos carburfgenos estaban disueltos en la austenita, fonnando con ella solución sólida. pasan en el temple a formar solución sólida en la martensita, y permanecen en solución sólida en la ferrita durante el revenido, en tanto no se alcancen temperaturas del orden de 6000 . Su precipitación va acompañada de aumento de dureza. Cuando el contenido en elementos carburígenos es grande -por ejemplo. las como posiciones de~aceros rápidos~- la dureza de la martensita. va disminuyendo con la temperatura, pero al a1can7.ar temperaturas próximas a los 600° puede aumentar -por precipitación de carburo- haSla límites similalTs a los correspondientes a la marlensil3 sin revenir.
Durante el revenido, la temperatura y el tiempo son complementarios. dado que todas las transformaciones se producen por nucleación y crecimiento. Habitualmenle se emplean tiempos de revenido entre 30 y 90 minutos; pero parecidos resultados podrfan obtenerse para temperaturas más altas, empleando tiempos más cortos. Para cada temperatura la variación de dureza en función del logaritmo del tiempo de mantenimiento es casi lineal; ajustándose más esta ley cuasilogarftmic.\ si se emplean durezas Rockwell en vez de durezas Brillel!. Según Hollomon y Jaffe, el ablandamiento después de revenido es función de: T (K
-t
lag
t)
siendo. K un parámetro que depende del contenido en (' (yen menor grado de los elementos de adición habituales en act'fOS bonificabJes), T la tempera· tura absoluta y I el tiempo. La coloración superficial de las piezas recién revenidas. tno mecanizadas) orienta sobre la etapa alcanzada al final de revenido. Al revenir por calentamiento un acero se fonna en su superficie -si está pulimentada- una pelicu-
306
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TER/AtES
la de óxido de hierro, de espesor variable (y diferente coloración debido al fenómeno de interferencias de luz en función del espesor), dependiente de la temperatura y tiempo. Los colores van variando de amarillo pálido (a 200 0 e) a amarillo perduzco (240° e), rojo pt1rpura (270° e), violeta (280 0 e). azul oscuro (290° C). azul claro (320° el. gris azuJado (340° e), etc. En cuanto a propiedades mecánicas, según se ha indicado con anterioridad, todos los aceros templados y revenidos presentan una etapa de globulaaeión de la cementita, que confiere al acero una estructura de precipitación fina y dispersa, no visible al microscopio óptico. y que proporciona plasticidad y buen comportamiento a la fatiga. Un principio general es que cuando una partícula resulta visible al microscopio óptico, su contribución a la mejora de propiedades mecánicas resulta casi inapreciable. Al revenir la martensita, su dureza disminuye a medida que se eleva la temperatura, y en parecido sentido evoluciona la fragilidad (aumenta la te· nacidad). Los elementos de aleación que se hallan en disolución sólida dentro de la martensita, estabilizan ésta al revenido y producen una caída más lenta de su dureza, al elevar la temperatura. Con ello, en aceros aleados, se consigue en la zona útil de revenido, durezas y resistencias superiores a las obtenidas en aceros al carbono de mayor porcentaje en carbono. Con la ventaja de que esta martensita aleada, tendrá mayor resiliencia (por tener menor contenido en carbono) que la martensita del acero al carbono. Los aleantes estabilizan cuantitativamente en diversa medida la dureza y resistencia de la martensita, por mecanismos no bien determinados. En aceros de contenido medio en C y medianamente aleados, si se considera como patrón la estabilización producida por 1" de i (si se toma para el li un índice igual a la unidad), los índices que corresponden al" de otros elementos, son: 4 para el Mn, 4 para el Si, 2.5 para el Mo, 1,5 para el Cr, 0,5 para el Ca. Esto quiere decir que el Mn o el Si, por ejemplo, estabilizan la martensita al revenido cuatro veces más que el Ni. Por eso, cuando interesa obte· ner una martensita que en revenido bajo ablande poco -por ejemplo, para muelles y ballestas- se emplean aceros sitico-manganosos. En cuanto a variaciones dimensionales durante el revenido, cabe señalar que el paso de martensita a martensita revenida supone contracciÓn en alguna de las etapas (por ejemplo, en la primera), dilatación en otras (por ejemplo, en la correspondiente a la transformación de la austenita residual a bainita), y contracción en las siguientes. En conjunto, la transfonnación de martensita a martensita revenida supone contracciÓn de volumen. Para un acero al carbono de 1" C esta contracción es, aproximadamente, 1,4%.
VIII.3.2. Revenido de la bainita y de la perlita Se entiende por revenido de la bainita y de la perlita el conjunto de alteraciones experimentadas en estructuras no martensíticas por calentamientos que, como en el revenido de la martenslta, no llegan a producir
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA f'e-C
307
transformación alotrópica alfa ...... gamma. Es decir. calentamientos ha!>l
VII1.3.3. Formaci6n de austenita por calentamiento a 8
> Al
Un acero -cualquiera que sea su estructura inicial: martensita revenida, bainita. perlita. fcrritoperlita. cementitoperlita- experimenta, por encima de la temperatura AJ • el siguiente proceso de transfornlación de la estructura inicial.
En el acero (en definitiva, la estructura a temperatura próxima e inferior a A... es siempre de ferrita y cementita). la reacción se produce por un mecanismo 1e nuclcación en la ¡ntercara de ferrita y ccmentita: iniciándose allí la foonación de austenita por transformación alotrópica de la ferrita. La cementita contigua disgrega fácilmente sus contornos y, en consecuencia. la ferrita de la intercara. ya transformada en austenita, absorbe el C. La transformación de ferrita en austenita. se realiza más rápidamente que la descomposición de los carburos.
308
CIENCJA E INGENIERlA DE MATERIALES
Para que la reacción sea completa, es necesaria una permanencia prolongada a temperatura de austenización 8 1 superior a A3c _ La fuerza inductora de la reacción es el salto ténnica 8 1-A Je • Se requiere un tiempo de permanencia a temperatura O1 no s6lo para transformar todo el Fea en Fe,. y desagregar la cementita, sino también para lograr, por difusión en volumen del C. una austenita homogénea.
Cuanto mayor es la superficie libre ferrita/cementita, se requieren tiempos más cortos para una misma 8 J. Por eso, las austenizaciones de cementitas laminares son más rápidas que las de cementitas globulares; y, a igualdad de morfología (laminar o globular), la austenizaci6n tiene lugar en menos tiempo cuanto más pequefio sea el tamafl.o de la cementita. Los granos de austenita que se forman a 8 1 por nucleación y crecimiento, llegan con el tiempo a establecer un contacto mutuo y se produce un fenómeno de crecimiento de algunos de ellos a expensas de sus vecinos para disminuir el número de juntas de grano, y, en consecuencia, disminuir la energía del sistema. Se desarrolla tanto más el tamafto medio de grano cuanto más alta la temperatura o mayor es el tiempo de permanencia; si bien grandes aumentos de tiempo son equivalentes sólo a pequef'ios aumentos de temperatura pues la relación entre ambos es de tipo semilogarítmico. Para más altas temperaturas 8 t de austenizaci6n, los tiempos necesarios para austenizar son menores. Aunque el aumento de temperatura es favorable para reducir el tiempo de redisolución de carburos y uniformizar en carbono la austenita formada, no conviene que el aumento de temperatura por encima de A3 sea grande, ni el.tiempo de permanencia, para evitar un excesivo crecimiento de grano, que se conoce como sobrecalentamiento del acero y que merma sus propiedades (Ref. estructura de WindmansHítten VlII.l.6.). Temperaturas más altas que las de sobrecalentamiento favorecen, además del crecimiento de grano, la formación de óxido intergranular en el acero; pudiendo incluso llegar a fundir intergranularmente si se alcanzan temperaturas próximas a la del sólidus. En ambos casos, se dice que el acero se ha quemado. El sobrecalentamiento de un acero puede corregirse por tratamientos ténnicos posteriores que conduzcan a un nuevo afmo del grano austen{tico (por enfriamiento y austenizaciones rápidas hasta temperaturas no altas, efectuadas consecutivamente), pero no ocurre lo mismo en el caso de un acero quemado. En éste, no es posible regenerar la estructura y resul· ta un acero inservible. Los aceros hipereutectoides son propensos al sobrecalentamiento y al quemado. Las temperaturas de austenizaci6n total de estos aceros son más próximas a la línea del solidus que las de los aceros hipoeutectoides, y por ello, iguales aumentos de temperatura por encima de Acm que de A 3 producen crecimientos de grano mucho mayores en los aceros hipereutectoides que en los hipoeutectoides. Rara vez se austeniza por encima de Acm en los aceros hipereutectoides. El calentamiento suele limitarse a unos 40° por encima de Ae . Con ello
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA Ft-<:
309
quedarán en la masa de austenita carburos no disueltos, pero se evitan los riesgos del excesivo tamaflo de grano austenítico. El tamai'lo de grano se designa habitualmente por el número N, deftnido por la American Society for Testing Materials (A.S.T.M.) como sigue:
n=2 N -
I
siendo n el número de granos por pulgada cuadrada, vistos al microscopio a 100 aumentos. En la Tabla VIII.36. se indica la corrl'!ación entre el número N, el número de granos existente en el material metálico en I mm 2 • y la longitud promedia de cada grano en mm (suponiendo que todos los granos son tetradodecaedros iguales). TABLA VIII.J6, Número N A.S.T.M.
Granosfmm 1
Lonaitud promedia en mm
-JO
0.685 0,969 1,370 1,938 2,740 3,875 5,480 7,750 10,96 15,SO 21.92 31.00 43,84 62.00 87.611 124,0 175,4 248,0 350,7 496,0 701,4 992,0 1403 1984 2806 3968 5612 7936 11220 15870 22 450 31740
1,051 0,884 0,743 0,625 0,526 0,442 0.372 0,313 '),262 0.221 0.186 0.156 0,131 0,110 0,0929 0,0781 0,0657 0,0552 0,0465 0,0391 0,0328 0,0276 0,0232 0,0195 0,0164 0.0138 0.QI16 O,r'm77 0,00821 0,00691 0.00581 0,00488
-3 -2. -2 -l.
-.•
-1
O
,., 2
2. 3 3.
••• 5 5. 6
6. 7 7. 8 8. 9
..
10 10"
11 11.
12
CIENCIA E INGENIERJA DE M4 TERJALES
310
Cuando existen en el acero finas pari1culas de carburos u otros compues· tos no disueltos durante el crecimiento de grano ausknltico, su presencia se opone a la movilidad de juntas de grano, dificulta el crecimiento de grano
austenítico, y ale];] los riesgos de sobrecalentamiento y de quemado Para inhibir el crecimiento de grano austcnítico dlo: los aceros de I:onfcnido medio y bajo en carbono. suelen emplearse algunos de los siguientes elementos: Nb (aproximadamente O,03%), Ti (0,1 % aprox.l, V lO.1 % 'Jrrox.). Al (0,08% aprox.). Estos elementos precipitan en forma de carburos o de nitruros (el Al lo hace en forma de NA!) durante el enfriamlcnto del acero,
siguiendo un proceso de nucleación y crecimiento. Cuando, posteriormente, el acero es calentado nuevamente hasta tempcraturas de austenización. estos precipitados -en tanto no se redisuclvan- son efectivos inhibidores del crecimiento de grano al impedir el avance de las juntas de grano (aceros de grano finol Su efecto inhibidor empieza a desaparecer -por red iso lución de los precipitados- para temperaturas superiores a 950 0 C. Algunos de ellos por ejemplo, NbC- mantienen fino el tamaiio de grano austen ítico hasta temperaturas más altas. La tabla VII!.37. indica las solubilidadcs de sus carburos y nitruros en función de la temperatura. Por otro lado, y puesto que el crecimiento de grano austenítico no puede iniciarse hasta que la ferrita se haya transformado totalmente en austenita. serán también inhibidores de crecimiento de grano los elementos alfágenos o estabilizadores del Fe en su forma alotrópica alfa. Cuando en un acero concurren elementos que son simultáneamente alfágenos y carburígenos como sucede en algunos aceros para herramientas, -por ejemplo. aceros para herramientas de corte rápido (0,8% C. 6% W. 5% Mo. 1% V. 4% Cr)-. TABLA VIIl.37.(W Leslie). Compuesto
Solubilidad límite
AIN
log 1% Al] [% NI={~7400!T)+ 1.95 K, = [%MnJ [%5J log K~ = (~9020/T)+ .:!.929 logJ~n = [( ~215/T) + Op97 (% Mn)] log [%NbJ [%[]0;81 =(-7530/T)+3.11 log [%NbJ [%\ll=(~10230/T)+4,04 log [% Nb 1 1%C]°,24 [% N]O.65 = (~1O 400fT) + 4.09 log [%V]4/3(%CJ={~I08oo/T)+7.06 log [,%V] (% NI = ( 7 733/T)+ 2.99 log [%Ti] [%C] = l 7oo0/T)+ .:!.75 Iog 1% Zr]· (% el (~8760!T) + 4.93
MoS
NbC NbN NbICN]
V4 C 3 VN' TiC
bC
J':"
el grano austenítico es menos propenso a crecer. Complementariamente, conviene señalar que los elementos que elevan las temperaturas correspondientes al sólidus en el diagrama Fe e para altos contenidos de carbono ~como ocurre con er, Mo, Ca, etc.- disminuyen también por este motivo los riesgos de sobrecalentamiento.
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA Fe-C
311
V1I1.4. TRATAMIENTOS TER MICOS DE LOS ACEROS
El conjunto de calentamientos y enfriamientos controlados a que puede ser sometida una aleación sólida a fin de modificar su estructura micrográfica (yen consecuencia sus propiedades) sin que por ello cambie fa composición química de la aleación se denomina tratamiento térmico. Se reserva el nombre de tratamientos termomecánicos para aquellos que producen modificaciones estructurales de la aleación por calentamiento y, simultáneamente, conformación mecánica de la aleación sólida (Ter XI1.6 y XlI.7.)
Se denominan tratamientos termoquímicos los que comportan una modificación química en la periferia de la aleación. En apartados anteriores han sido ya comentados varios tratamientos térmicos. En VI.3.!, por ejemplo, se señaló el recocido de homogeneización; que tiene por finalidad uniformizar en composición química la estructura "bruta de solidificación" de cualquier solución sólida. En el capítulo VII, a propósito de aleaciones que únicamente presentan transfonnaciones en estado sólido por variación de solubilidad se citaron: el hiperremple, la maduración y el bonificado (hipertemple + maduración). El Capítulo XII se dedicará en buena parte a unos tratamientos térmicos, cuya finalidad es eliminar la "acritud"(ref. X.I y sig.) adquirida por aleaciones defonnadas en frío: el recocido de restauración y el recocido de recrisralizaciÓn. VIlI.4.1. El enfriamiento en los tratamientos térmicos con austenización previa
Varios de los tratamientos térmicos de los aceros requieren primeramente lograr por calentamiento que el acero tenga estructura austenítica; para, desde esas altas temperaturas, transformar luego por enfriamento aquella estructura en los constituyentes que se deseen en cada caso. Tal es el caso del temple (rer VIII.4.2.), el normalizado (ref VII1.4.3.), los recocidos supercríticos (VII1.4.4.), el "patenting" (VIIIA.6.1), el austempering (VIIIA.6.2), etc. El enfriamiento puede ser continuo y realizarse de diversas maneras: enfriando dentro del horno, o al aire, o en agua, aceite, etc. En otros casos el enfriamiento es isotérmico; conseguido, por ejemplo, mediante inmersión en un baño de sales fundidas.
La estructura micrográfica que presentará el acero al término del tratamiento térmico será el resultado de la interacción entre las curvas de enfriamiento --
312
CIENCIA E Jjl,'GENIERlA DE MA. TERlALES
los faclores que condicionan la estructura micrográfica de una pieza al térmi· no de un tratamiento térmico con auslenización previa pueden resumirse en tres:
-la curva T.T.T. del acero en cuestión,
- la severidad del medio refrigerante (su aptitud para absorber caJar de la superficie de la pieza) - el tamaño de la pieza a tratar.
VIII.4.1./. La curva T.T.T. La curva T.T.T. del acero (V.gr. figura VIII.34), y en concreto su posición respecto al origen de tiempos, depende del lamano de grano de la austenita y de la com-
posición del acero. Esa curva resultará más alejada del origen de tiempos cuanlo mayor sea aquel tamaño de grano y cuantos más elementos en solucién sólida lenga la austenita. Por ello se dice que el acero tiene tanla más templabilidad -mayor facilidad para el temple- cuanto más apartada del origen de tiempos se halle su curva T.T.T. Así, para un acero muy aleado su curva T.T.T. estará muy desplazada del origen de tiempos y podría obtenerse martensita por simple enfriamiento al aire desde la temperatura de austenización. Los aceros que templan por simple enfriamiento al aire se denominan "aulotemplantes". Para que los aleantes resulten eficaces en el temple han de estar solubilizados previamente en la austenita.
VillA. 1.2. Severidad del agente refrigerante
La severidad de un agente refrigerante puede valorarse no sólo cualitativamente (tiene más severidad el agua que el aceite y éste que el aire) sino también cuantitativamente. Para ello véase cómo enfría la superficie del acero. ley de
La velocidad de flujo de calor través Jo:, la intercara metal refrigerante sigue la ewton: q = A (TM -Ts) Siendo: T s, la temperatura de la superficie de la pieza T..., la temperatura del medio refrigerante A, el coeficiente de conductividad térmica de la ¡ntercara
El coeficiente A varía durante el enfriamiento de la superficie de la pieza. Tal ocurre, por ejemplo, si el refrigerante es agua en reposo. En efecto -según se indica en la figura VII 1.38--, en un primer momento, al establecerse el contacto del agua con la superficie del acero (que está a la temperatura de austenización) aquella se vaporiza y las burbujas de vapor dificultan la transmisión de calor (el valor de A es peque· ño). En una segunda etapa, al desprenderse las burbujas e iniciarse corrienles de con·
TRANSFORMACIONES EN ESTA.DO SOUDO EN EL SISTEMA
F~-C
313
1--
t
,----lo
tiempos
Fig. Vlll.38. Enfriamiento de la superficie del acero. vección en el líquido, la transmisión de calor es rápida (A aumenta). Finalmente, en una tercera etapa, de contacto directo enlre el agua reposada y la superficie, el descenso de temperatura en la superficie del acero es lento (A disminuye). En el caso considerado -tres valores distintos del coeficiente de película A-, se .toma para éste un valor promedio M. Se denomina severidad, H, del agente refrigerante al cociente M:2k; siendo k la conductividad térmica del acero (que puede considerarse constante para lodos los aceros, a excepción de los que tienen conl~nidos altos en Cromo). El valor de H es mayor cuanta más capacidad de absorción de calor tenga el medio refrigerante. Así, el valor de H resulta mayor para el agua que para el aire. Y, como es lógico, el valor de H para un mismo refrigerante aumenta si se agita el medio refrigerante. Por métodos experimentales pueden determinarse los valores H para diferentes medios refrigerantes y diversos grados de agitación de éstos.
De un medio refrigerante, "ideal", podría decirse que tiene severidad infinita si la periferia de la pieza alcanza instantáneamente la temperatura del medio refrigerante al ser introducida en él. Nótese que ello no implicaría que ocurra lo mismo con las temperaturas del núcleo de la pieza: iría disminuyendo de temperalUra paulatinamente a medida que fueran fluyendo las calorías desd~ el interior de la pieza hasta su superficie en contacto con aquel medio ideal.
314
CIENCIA E INGEN1ERlA DE MATERIALES
VIIIA.}.3 Tamaño de la pieza El tamaño de la pieza de acero es otro de los factores que influyen en la estructura micrográfica lograda al término de un lralamicnlo térmico por enfriamien10 desde el estado austcnítico. Supóngase un cilindro de diámetro DI y longitud tan grande que la cesión de calor sea solamente radial (no por las bases del cilindro) cuando se cnfria en un refrigerante de severidad H] (por ejemplo agua tranquila, rer. figura VIII.39 a). Al enfriar se establece enlrc la periferia y el eje del cilindro un gradiente de temperatura. Este varía con elliempo, ya que las calorías a ceder --el calor almacenado en el interior del cilindro- son proporcionales al volumen. En cambio, el calor que se cede al medio refrigcramc es proporcional a su superficie lateral. El cocienle VolumcnlSuperficie es igual a D,/4. Por lanlo la relación entre el calor almacenado y el calor que puede ceder aumenta con el diámetro.
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Fig. VIII.39. En¡riamielllo de la superficie (Vp) y del núcleo (VII) al variar el tamaño del redondo (D ¡
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOUDO EN EL SISTEMA f'e·C
315
<°
quila), al comparar las curvas de enfriamiento de la periferia y del centro de dos cilindros de acero cuyos diámetros sean DI y 02 (D J 2 ), se observa -figuras 39 a y b- que para el redondo de mayor diámetro, 02' tanto el núcleo como la periferia enfrían más lentamente que en el redondo de diámetro DI' Al cabo de un tiempo ti' no sólo la temperatura de la periferia es mayor en el redondo de diámetro, 02, sino que además su gradiente de temperatura entre periferia y núcleo resulta mayor que en el redondo de diámetro 0\. Por otro lado, si se empleara un agente refrigerante de menor severidad que H 1
(por ejemplo aire) esos gradientes resultan menores en ambos casos. Compárense entre sí las figuras VII1.39 a y c, correspondientes al redondo DI' O las figuras VIII.39 b y d correspondientes al redondo O2 , VIII.4.2. El temple Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente marten· sítica. Para ello es necesario austenizar la pieza y enfriarla a velocidad superior a un cierto valor crítico Ve (figura Vll1.34). La temperatura de austenización previa al temple -que suele denominarse temperatura de temple- no debe ser excesivamente alta, a fin de evitar sobrecalentamientos (que originarían una martensita grosera, poco tenaz) y/o "quemados" (ref VIII.3.3). Para piezas de pequeño diámetro, v.gr un alambre de 3mm, prácticamente coinciden las curvas de enfriamiento de periferia y núcleo de la pieza. Un enfriamiento que permitiera obtener martensita en la periferia de la pieza también lograría que la estructura del núcleo resultara martensítica. Pero cuando el tamaño de la pieza es grande puede suceder que, al enfriar en un medio refrigerante de severidad H¡, se obtenga en la periferia de la pieza martensita pero no en su interior (temple incompleto). Eso ocurrirá si el acero elegido para esa pieza tiene insuficiente templabilidad. En ese caso podría lograrse un temple completo si se emplea un refrigerante más severo o, alternativamente, utilizando para esa pieza un acero con más templabilidad. Es decir, un acero cuya curva TTT. esté más alejada del origen de tiempos. En ingeniería de materiales el primer paso para la selección del acero más conveniente para obtener estructura de martensita en cualquier punto de una determinada pieza, al ser enfriada ésta en un refrigerante H], consiste en calcular previamente su redondo equivalente. Es decir, hallar el diámetro de un cilindro --de gran longitud- cuyo núcleo enfríe a la misma velocidad que el punto de más lento enfriamiento de la pieza (esa determinación del redondo equivalente es un sencillo ejercicio de Termotecnia). Una vez determinado para H¡ el redondo equivalente de la pieza, se seleccionará un acero tal que su curva T.T.T. no resulte intersectada, ni en la zona pcrlítica ni en la bainítica, por la curva correspondiente al enfriamiento del núcleo del redondo;
316
C1ENClA E INGENIERlA DE MA. TERlALES
que la intersección se produzca en la región martensítica de la curva T.T.T de ese acero. De ese mcxlo puede asegurarse que en el eje del redondo se obtendrá martensila. Y. por tanto en el punto de más lento enfriamjenlo de la pieza la estructura será de martensita (con mayor motivo resultará martensítica la estructura en cualquier otro punto de la pieza). En definitiva, la pieza de ese acero, enfriada en el medio refrigerante de severidad H] resultará plenamente templada. Obviamente habrá más de un acero que cumpla las condiciones antes indica-
das. Dc entre ellos se seleccionará generalmente el menos aleado; es decir, el que cumpliendo aquellas condiciones tenga menos templabilidad; o -lo que es igualtenga menos Carbono (siempre que C>O,25%, para que sea verdadera martensita tetragonal) y menos elementos de aleación: porque, junto a otras ventajas -V.gr. mayor temperatura Ms -, resultará más barato. En algunos casos -por ejemplo cuando se desea lograr un filo duro en herramientas tales como cuchillos, cizallas, etc.- la finalidad dcl temple es endurecer el acero. Pero habitualmente se persigue otro objetivo: conseguir que por revenido de la martensita obtenida en el temple se obtcnga una fina estructura de cementita dispersa en una matriz de ferrita (ref VIII.3.1). De ese modo mejoran simultáneamente la resistencia Rm del acero y su tenacidad (ref X17).
El tratamiento conjunto de temple y revenido suelc denominarsc bonificado del acero.
VIII.4.3. El normalizado. El tratamiento ténnico de norma/izado consiste en austenizar la masa de acero y, desde e.sas temperaturas, enfriar luego al aire. Las bases de este tratamiento han sido ya comenladas en VIlI.1.6. Si un acero hipoeutectoide no es aUlotemplante -no lo son los aceros al carbono ni los aceros de baja aleación-, el enfriamiento al aire desde el estado auslenÍlico suele producir estructuras de ferrita y perlita laminar en la periferia y en el núcleo de la pieza normalizada. (figura VIII.40). Si la pieza normalizada es de gran tamaño, hI estructura perlítica en el núcleo de la pieza resultará más gruesa que en su periferia; porque el enfriamiento periférico ha sido más rápido (tef VIII.2.1). Por tanto la carga de rotura dc una probeta extraída del centro dc esa pieza de grandes dimensiones resultará menor que la de aua probeta exuaída de una zona cercana a la superficie. Con el tratamiento de norma/izado se intenta obtener una estructura "normal" del acero, con tamaños de grano ferrítico iguales o apenas inferiores al valor 7 ASTM (ref Tabla VIII.36).
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN EL SISTEMA Fe-C
317
e
------------A A. - - - -
A+F
-+"1'-----
(
v. v.
M.r-~~~~~
Fig. Vll1.40. Normalizado por enfriamiento al aire. Vp - Curva de enfriamiento de la periferia. Vn - Curva de enfriamiento del núcleo. Este tratamiento suele tener por finalidad corregir la estructura de Widmanstalten (figura VIII.S) derivada de un tamaño austcnítico grande. Y, en general, afinar el grano austenílico de los aceros en estado bruto de moldeo (o bruto de iaminación), o sobrecalcntados durante una auslenización. Otras veces el normalizado se utiliza como alternativa del tcmplc+rcvcnido. En ese caso se pretende simplemente lograr una estructura de perlita laminar -diluída y fina- distribuída en una matriz de ferrita proeutectoide de grano fino. Con esa estructura micrográfica la carga de rotura Rm del acero (ref VIII. 1.6) y su tenacidad pueden resultar suficientes para muchos de los requerimientos en servicio; sin necesidad de templar y revenir el acero. Así, gran parte de los aceros empleados en ferrocarriles -raíles, ruedas, etc- se utilizan en estado normalizado.
VIII.4.4. Recocidos supercriticos Hay dos tratamientos -el recocido de regeneración (o de austenización completa) y el recocido de austenización incompleta-, denominados supercríticos porque requieren la austenización previa del acero al menos por encima de la temperatura crítica Ae. Ambos recocidos tienen por finalidad ablandar el acero para poderlo mecanizar o para conformarlo en frío. Ello es posible por haber logrado, en el enfriamiento, una estructura ferritoperlítica que es más blanda que la bainítica o la martensítica.
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERJALES
318
Para efectuar un recocido de regeneración se calienta el acero hasta temperaturas superiores a su AJe y se mantiene a esa temperatura hasta lograr la estructura austcnítica en todos los puntos de la masa de acero. Desde esa temperatura el enfriamiento debe ser suficientemente lema (figura VIl1.41) a fin de lograr los constituyentes de equilibrio del diagrama Fe-eFe). El enfriamiento debe ser más lento que en el normalizado.
9 •
v. v. --p+p
M.f---O>
Fig. VIII.41. Recocido de regeneración.
Conviene enfriar rápidamente entre A3r Y Ac: para disminuir el tiempo 101011 del Ira101miento. Si bien ese rápido enfriamiento conlleva que se obtienen finos granos de ferrita proeuteetoide y por tanlo no se obtiene el máximo ablandamiento. Después. desde temperatura ligeramente superior a At • debe enfriarse muy lentamente para obtener perlita laminar gruesll. Una vez lograda totalmente la estructura ferritoperlítica (figura VIlIAI) la velocidad de enfriamiento es ya indiferente. Suele hacerse al aire.
La carga de rolUra de un acero de C l % de Carbono así enfriado, en primera aproximación (rer. VIII.L5) es igual a: R (en MPa)=300 + 650 C l . y por tanto su Dureza Brinell aproximada resulla ser: lOO + 220.C 1. Por razones técnicas el recocido de regeneración sólo se emplea en aceros hipoeuteetoides cuando se desea obtener perlita laminar; por ejemplo, para un posterior fresado. Por razones económicas se prefieren olros recocidos; por ejemplo, el
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOLIDO EN ELS/STEMA Fe-e
319
recocido de auSlenización incompleta 0, incluso, como luego se comenlará, el recocido subcrítico. El recocido de regeneración no se empica en aceros lJipereutee:loides porque comporta riesgos de sobrecalentamiento (rer. VUI.3.3). Para efectuar un recocido de auslenización incompleta se calienta la pieza de acero hasta una temperatura TI comprendida entre A e Y AJeo Se mantiene a esa temperatura un tiempo menor que el preciso para lograr plenamente las fases de equilibrio, que son ferrita y auslenila. A esa temperatura habrá cementita además de ferrita y ausleoila. Esa cemcnlila proviene de la perlita que tenía previamente el acero (o de bainita o manensita) y no se descompuso plenamente en Hierro y átomos de Carbono durante el calentamiento a T t. A continuación se enfría lentamente la pieza de acero desde esa temperatura TI (figura YIII.42). Al término de la transformación se obtiene una estructura de ferrita y de un agregado similar a la perlita que recibe el nombre de globulila (ver figura VIIl.43). Su morfología está constituida por glóbulos de efe3 dispersos en una matriz de ferrita.
e
y" globulita
M,
f------" L-
-----'-.
Fig. V1l1.42. Recocido de allsten;zación incompleta. La estructura del acero después de este recocido de austenización incompleta resulta más blanda que la obtenida en el recocido de regeneración y, por tanto, más ventajosa para poder efectuar luego operaciones de conformado en frío del acero. O de torneado si el acero no resulta demasiado blando, como ocurre en el caso de aceros de muy bajo Carbono. En definitiva, para ablandar un acero, resulta casi siempre ventajoso el recocido de austenización incompleta respecto al recocido de regeneración. Además, éste
320
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERJALES
Fig. VIII.43. Cernentita globular 1000 x recocido, al requerir temperaturas de austcnización superiores a A3, consume más
energía. Por otra parte el recocido de austenización irncompleta no presenta riesgos de sobrecalentamiento y puede emplearse también en aceros hipereuteetoides.
El recocido de austcnización incompleta suele denominarse, también, recocido globular por la fanna no laminar que adopta la perlita. Una alternancia en las temperaturas antes del enfriamiento (ver figura VIIL44.b) favorece la morfología globular y, por tanto, el ablandamiento del acero. Esa alternancia, al facilitar la nucleación heterogénea de cementita, logra transformar más rápidamente la austcnita culccloide en globulita.
fu.f---A.e-t'tAim~
,)
b)
e)
Fig. Vlli.44. Ciclos para estructuras de cernen/ita globular.
En lo que antecede se ha supuesto que el enfriamiento, tanto en el recocido de regeneración como en el recocido de austenización incompleta se efectúa de modo continuo; por ejemplo programando el descenso de temperatura del horno.
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOUDQ EN EL SISTEMA Fe·C
321
Pero, desde las temperaturas de austenización total o parcial, el acero puede también ser enfriado por inmersión en un baño de sales fundidas cuya temperatura sea constante. Esa temperatura debe ser inferior (y próxima) a la temperatura Ae. En este caso el tratamiento se denomina recocido isotérmico (figura VIII.45)
e
M,
f-----------"'--
Fig. VIU.45. Recocido isotérmico. Vp - Curva de enfriamiento de la periferia de la pieza. Vn - Curva de enfriamiento del núcleo de la pieza. Varias son las razones que pueden aconsejar el empleo del recocido isotérmico para un determinado acero, tanto si el calentamiento ha sido de auslenización como pleta como de austenización incompleta. Por una parte puede fijarse esa temperatura constante y la transformación de la austenita será uniforme en cualquier punto de la pieza. Ello pennite controlar el espaciado entre láminas, So, de la perlita; y la regularidad de esa perlita tanto en las zonas masivas como en las de menor sección de la pieza. Por otra parte puede elegirse una temperatura de las sales fundidas tal que toda la austenita se transforme plenamente en perlita diluída (sin aparición de ferrita proeutectoide); y ello permite, además, enmascarar la estructura bandeada característica de los aceros forjados (ref XII.6.2.2).
El recocido isoténnico se hace particularmente necesario cuando el acero tiene gran templabilidad; como ocurre con muchos aceros autotemplantes empleados para herramientas. En esos casos el lento enfriamiento continuo entre Ac Y A c-50 oC, necesario para posibilitar la transformación de la austenita en perlita, puede durar días; pues de lo contrario las estructuras finales serían bainíticas o martensíticas. En
322
e/El\'elA E INGENIEJUA DE MATERIALES
cambio, con enfriamiento isotérmico, la transformación isotérmica de la austenila en perlita puede realizarse brevemente: habida cuenta de la gran capacidad de absorción de calor de las sales Cundidas si se compara con la del aire caliente.
Eso mismo justifica que, para aceros de gran Icmplabilidad, después de eonfonnar una pieza en estado gamma se aconseje su inmediata inmersión en sales fundidas cuya temperatura sea inCerior y próxima a A.c. Si, en cambio, esa pieza se dejara enfriar al aire después de la forja se obtendría una estructura dura, de bainita o martensil3. inadecuada para aquellas operaciones complementarias. Con ese enfriamiento isolénnico después de forja se ahorra energía al lograr directamente una estructura pertítica, blanda, apta para las operaciones de mecanizado y taladros que la pieza requiera a continuación. Recuérdese que la resistencia mecánica, Rm, de la perlita es inversamente proporcional a la raíz cuadrada del espaciado interlaminar So (ref VIII.1.5). VIII.4.S. Tratamientos ténnicos subcrfticos. Se conocen con el nombre de tratamientos térmicos subcrfticos aquellos cuyo calentamiento nunca alcanza temperaturas que puedan producir transformación alotrópica del Hierro alfa a Hierro gamma. El recocido subcrítico (VIIIA.5.l) y el revenido (VIII.3.!) son dos ejemplos de estos tratamientos. También se incluyen en este epígrafe, subcritico, los denominados recocidos o revenidos contra tensiones; que, como su nombre indica, tienen por finalidad aliviar las tensiones internas del accro por calcntamiento a unos 150 l/e sin que varíen sus constituyentcs micrográficos. El recocido dc recristalización dc aceros ferrÍlicos agrios -por recocido continuo, o en hornos de campana (ref XII.3.4}-, es otro tratamiento subcrítico.
VIII.4.5./. Recocido subcrÍlico El recocido subcñlico cs aira modalidad de tratamiento empleado para ablan dar aceros. Se realiza calentando la pieza de acero hasta una temperatura próxima e inferior a A c Y permanecicndo un tiempo a esa temperatura (figura VIII.44.c). La velocidad de enfriamiento tras el rccocido subcrítico puede ser cualquiera ya que no hay transformaciones alotrópicas. 4
La estructura quc se logra al término de esa permanencia a temperatura constante es de cernentita globular repartjda en una matriz de ferrita. La obtención de esa estructura ablanda el acero cualquiera que sea su estructura inicial; tanto si la estruc tura prcvia fuera de martensita, como si se tratara de bainita o de perlita (rer. VIIl.3.2). El ablandamiento que se logra, luego de permanecer a la temperatura subcrítica del tratamiento, es suficiente para el fin que se persigue en la mayor parte de los aceros utilizados para maquinaria: cl mecanizado. 4
El ritmo de ablandamiento en función del tiempo de permanencia a aquella
TRANSFORMACIONES EN ESTA.OO SOUOO EN EL SISTEMA
F~~
323
temperatura es rápido al principio y decrece asintÓticamente. Al cabo de un cierto tiempo, por más que se prolongue el tratamiento, llega a ser casi nulo el ablandamiento que se consigue. Este tipo de recocido suele denominarse también ""recocido globular", habida cuenta de la forma adoptada por la cementita. Con todo parece más propio reservar ese nombre, y así suele hacerse, para los recocidos de austenización incompleta. Para algunos aceros aleados, autotemplantes y de herramientas, suele resultar insuficiente el ablandamiento logrado por recocido subcrítico y se requieren recocidos de austcnización completa o incompleta. Con las limitaciones indicadas en el párrafo anterior el recocido subcrítico presenta varias ventajas respecto a los recocidos del apartado VIIIA.4. En primer lugar ahorra energía al no precisar temperaturas que superen Ac' Además no presenta los riesgos de deformación o/y agrietamiento de la pieza por transformaciones alotrópicas, que no existen en este tratamiento. Las variaciones dimensionales debidas a la transformación alotrópica alfa->gamma durante el calentamiento son inherentes a cualquier tratamiento que requierd austenización y hacen necesario que el calentamiento hasta alcanzar la tempcraturd de austenización sea Icnto. Tanto más lento cuanto mayor sea el tamaño de las piezas. Esos riesgos de tcnsioncs, deformaciones y grielas duranle el calentamiento hasta austenizaciÓfl son comunes a los recocidos de regeneración y de auslenización completa. al temple, al normalizado. a la fOlja en estado gamma, etc.
VlII.4.6. Tratamientos isotérmicos Aunque se denominan habitualmente tratamientos isotérmicos resultaría más propio decir quc son tratamientos con enfriamiento isotérmico. Todos ellos -incluído el recocido isotérmico (ref. Fig. VillA 5}- tienen en común que las piezas de acero son calentadas hasta temperaturas de austenización y, desde ahr, son enfriadas isotérmicamente por inmersión en sales fundidas, Plomo fundido, u otro medio refrigerante líquido que permita mantener constante la tempe· ratura durante la transformación de la austenita.
VJJI.4.6.I. El patenting Este es un tratamiento isotérmico que suele darse, como operación final, a los alambres de acero de 0,7-0,9% que requieren alta resistencia mccánica a tracción por ir destinados a hormigón prctcnsado. Para lograr esas características, el alambre después de ser austenizado se introduce en un baño de Plomo fundido (o en sales), a temperatura correspondiente a la zona baja perlítica de la curva T.T.T. del acero (figura VUI.46). Ello tiene por finalidad transformar la austenita en perlita muy fina; Con ello se logran con separación entre láminas de cementita, So, de 0,1 a 0,2 cargas de rotura Rm del orden de 1600 MPa y alargamientos AT de 5 a 10 %.
.um.
ClBNCIA E lNGEN1ERIA DE MA TERJALES
324
e
M,
1-__"-
Fig. VIII.46. Patenting. En ocasiones el patenting se utiliza como tratamiento intermedio -contra acriluddurante el trefilado del alambre; para, además de lograr finalmente aquellos altos valores de R", -o mayores-, facilitar la operación del trefilado. En efecto, para trefilar con-
viene partir de una estructura fina de cementita, lograda también previamente por patenring. Pero a medida que se trefila (deformación en frío), y se reduce la sección del alambre, la ferrita va adquiriendo una acritud que dificulta progresivamenente la opera~ ción y llega a hacerla inviable. Un nuevo "patenting", al eliminar la ferrita agria, permite continuar la reducción en frío de la sección. Las cargas de rolura que pueden llegar a obtenerse, en aceros binarios eutectoides, mediante una adecuada combinación de perlita fina y deformación en frío por trefilado de ésta, en hilos de diámetro final 0,08 mm, superan los 3000 MPa de carga de rotura (ref 0.5.2.2).
VIlI.4.6.2. El austempering El "austempering", figura VIII.47, tiene por finalidad obtener en la pieza una estructura plenamente bainítica. Es un tratamiento que no requiere después un revenido. La estructura bainítica presenta la ventaja de resultar más tenaz, para igual dureza, que la lograda por temple y revenido bajo del acero.
325
TRANSFORMACIONES EN ESTADO SOUDO EN EL SISTEMA Fe-C
e
e
A"
A"
A,
"" M,
bainita
Fig. VIII.47. Austempering
f
V, Vp martensita
Fig. VIII.48. Martempering.
Como es obvio no puede darse "austempering" a cualquier acero. Se precisa que éste tenga templabilidad suficiente para que, tanto la periferia como el núcleo de la pieza, alcancen en el baño de sales la temperatura isotérmica antes de que se inicie la transformación de austenita en bainita. De no ser así podría obtenerse bainita en la periferia y perlita en las zonas más internas de la pieza. De todos modos no conviene que el acero tenga gran templabilidad: para que la duración del tratamiento no sea excesiva. El "austempering" suele aplicarse a piezas de pequeño diámetro, por ejemplo de 10 mm; porque en el enfriamiento resulta más facil igualar las temperaturas, de la periferia y del núcleo de la pieza, antes de que se inicien las transformaciones de la austenita. Para piezas de mayor diámetro se requieren aceros con más templabilidad o/y enfriamientos enérgicos para evitar las transformaciones perlíticas y permitir la bainitización de la austenita. Obviamente un acero de muy baja templabilidad, cuya curva TIT fuera tal que su zona perlítica resultara prácticamente tangente el eje de ordenadas, no podría ser austemperizado. El austempering es un tratamiento que suele darse a algunos aceros al Carbono -entre 0,5 a 1,20 %e-, o de baja aleación, destinados a herramientas. También se emplea en algunas fundiciones esferoidales: fundiciones AD.I ("austempered ductile iron"). VIIJ.4.6.3. El martempering
Como introducción a este tratamiento parece oportuno hacer unas consideraciones previas, relativas a los riesgos de agrietamiento de las piezas durante el temple de aceros cuando el medio refrigerante es muy severo y el acero es de media o de alta aleación (temperatura Ms siempre inferior a los 300 llC).
326
CIENCIA E lNGENIERlA DE MATERIALES
Recuérdese (figura VII1.39.b) que cuando el refrigerante tiene mucha severidad de enfriamiento, por ejemplo el agua, y el diámetro del redondo equivalente de la pieza es grande, hay una notable diferencia entre la temperatura de la periferia y la del núcleo durante el enfriamiento. Y que esa diferencia es mayor a medida que transcurre el tiempo. Por eso, suponiendo que el enfriamiento permita salvar la curva perlítica y la baínitica tanto en la periferia como en el núcleo de la pieza, las transformaciones de austenila en martensita no son simultáneas en la periferia y en el núcleo.
Cuando en la periferia se forma martensita -y aumenta el volumen de esa zonael núcleo, en cambio, sigue siendo auslcnítico; las tensiones a que se ve sometido el núcleo de la pieza como resultado de la dilatación de la periferia se absorben a modo de deformación plástica del núcleo. Pero cuando llega el momento de la transformación de austenita a martensita en el núcleo, las zonas externas -ya martensíticas- están a temperaturas más bajas y tienen poca plasticidad. Cuando el núcleo se transforma en martensita, también con aumento de volumen, las zonas periféricas, (martensíticas y poco plásticas), ejercen una acción a modo de "zuncho" sobre el núcleo. La dilatación del núcleo puede llegar a producir, por rotura de ese zunchado periférico, la aparición de grietas a lo largo de las generatrices del redondo. Cuanto menor sea la temperatura Ms del acero menor será la plasticidad de la martensita periférica al llegar el momento en que el núcleo se transforme en martensita y aumente de volumen. Esa escasa plasticidad de la martensita periférica favorecerá la posibilidad de que se formen grietas en ese momento. Por eso suele decirse que los aceros cuanto más aleados, y por consiguiente con menor temperatura Ms (ref VIII.l.3), son más susceptibles al agrietamiento en medioJ refrigerantes severos que los aceros menos aleados. Los aceros muy aleados tienen ese riesgo cuando los temples son severos. Pero si se emplea un refrigerante menos severo -porque la mayor templabilidad del acero lo permite-, tal como el aire (aceros aUlo/emplames), el gradiente de temperatura entre periferia y núcleo de la pieza durante el enfriamiento resulta pequeño. En ese caso la transfonnación de austenita en martensita puede ser simultánea en la periferia y en el núcleo. No se producirá el efecto de "zunchado" ni los consiguientes riesgos de agrietamiento. Incluso apenas aparecen deformaciones plásticas por diferencias de temperatura entre las zonas de diferente masividad de la pieza (ace. ros indeformables en el temple). Bien es verdad que el temple en medios refrigerantes de poca severidad, al ser más lento el enfriamiento tanto en la periferia como en el núcleo, conlleva mayor cantidad de auste"ita reJidual El "austempering", por ejemplo, tiene la ventaja complementaria de ser un tratamiento térmico sin las tensiones, deformaciones, y grietas que presenta el temple en refrigerantes severos. En el "austempering" la transformación de austenita en bainita tiene lugar con aumento de volumen, pero al mismo tiempo e igual temperatura en todos los puntos de la pieza. El martempering es un tratamiento destinado a obtener martensila en aceros de media templabilidad sin riegos de tensiones, deformaciones, ni grietas en la pieza. No se utiliza en aceros de mucha templabilidad, (autotemplantes), porque bastaría el enfriamiento al aire para lograr aquellos objetivos. Para poder dar martempering a una pieza es preciso conocer con precisión la temperatura M s del acero, y que su templabilidad, es decir su curva T.T.T, permita lo
TRANSFORMACIONES EN ESTAJ)() SQUDO EN EL SISTEMA
F~.c
327
que sigue. Después de austenizar la pieza debe poderse enfriar en sajes a una temperatura TI' sólo pocos grados superior a Ms• sin que la auslenita haya podido transformarse. A esa temperatura uniforme TI no debe haber más constituyente que la auslenila; tanto en la periferia como en el núcleo de la pieza. Desde esa.lemperatura TI -sin dejar transcurrir excesivo tiempo, pues de lo contrario empezarían las transformaciones propias de un austempering- la pieza se deja enfriar al aire. Y, puesto que en este enfriamiento desde TI apenas diferirán las temperaturas enlre la periferia y el núcleo de la pieza, se minimizan los riesgos de tensiones deformaciones y grietas: ya que toda la pieza se transforma en marlensita practicamcnle al mismo tiempo. Habitualmente el martempering se da a pieza.. de pequeño tamaño. La templabiIidad del acero debe ser similar a la que permitiría lograr martensita, tanto cn periferia como en el núcleo de la pieza, por enfriamiento en aceite desde la temperatura de aus· tenización. Si bien, de efectuar esc tcmplc en aceite habría el riesgo de agrietamientos, deformaciones, o de tensiones en la pieza (por el gradientc de temperaturas entrc la periferia y el núcleo). Las consideraciones anteriores explican lambién una práctica industrial -empleada a veces para piezas de acero de poca lemplabilidad- con la que se intenla lograr resultados análogos a los del marlempering: el temple a dos baños. Esle es un "sucedáneo del marlemperiog" para conseguir efeClos similares a ésle. pero de un modo más económico. Luego de haber calenlado la pieza hasta su plena austenización se sumerge aquella rápidamente en un medio refrigerante severo (V.gr.agua agitada) para evitar transformaciones de la austenita en la zona perlítica de la curva T.T.T. Para ello puede ser suficiente remover simplemente la pieza en el interior del agua. A continuaci6n -se supooe que en la pieza sigan siendo austeníticas las eslnlClUras de periferia y núcleo-. se introduce inmediatamenle la pieza en un baño de aceite (a veces puede ser suficieme el enfriamiento al aire). El gradieOle de lemperatu· l3S entre periferia y núcleo de la pieza. así enfriada en el accile, es pcquefao; y la lransformaci6n de la auslenila en marlensila puede luego ser simultánea en toda la pieza y por laOlO con poco riesgo de deformación o agrietamienlo. Esle modo de enfriar justifica la denominaciÓn de temple en dos baños. Como es lógico, si la pieza es grande, y el primer enfriamiento tiene lugar en un refrigerante severo, ello puede bastar para que la austenita periférica no se transforme pero, en cambio. puede ocurrir que la austenita dcl interior de la pieza se haya transformado ya en perlita. En ese caso no se lograría el resultado apetecido al emplear ese segundo enfriamiento en aceite. Y otro tanto puede ocurrir si se deja transcurrir tiempo entre la salida del horno de austenización y el primer baño de refrigerante; o entre la inmersión en el primer baño y el segundo.
VlII.4.7. Los tratamientos termoquímicos Junto a propiedades masivas de las aleaciones se requieren a veccs propiedades superficiales que pueden diferir ampliamente de aquellas. Piénsese, por ejemplo, en la necesidad de una protección frente a la corrosión; o en revestimientos vítreos, metálicos o no (ref 11.4.1); o en piezas de gran dureza periférica, para poder resistir al des-
328
OENC/A E INGENIERJA. DE MA TERlALES
gaste, pefO con requerimientos de tenacidad en su interior. En muchos casos la necesidad de diferentes propiedades en la periferia y en el núcleo, se resuelve mediante recubrimientos superficiales logrados por técnicas varias: de solidificación rápida, difusión, plaqueados metálicos, recubrimientos poliméricos, pasivados, pinturas, elc. No es el propósito de este apartado dar detalle de esas diversas posibilidades, sino complementar lo ya expuesto sobre tratamientos térmicos con una referencia sumaria a los tratamientos termoquímicos que tienen por finalidad enriquecer periféricamente en Carbono o/y Nitrógeno a las piezas. Parece conveniente esa referencia si se considera que lodos los paises, al precisar en normas nacionales los diversos tipos de acero -bonificables, inoxidables, para herramientas, etc.,- incluyen siempre las fami· Iias de aceros para cementar y aceros para nitrurar. Tanto la cementación como la nitruración -como la carbonitruración, que de alguna manera es una combinación de ambos- son tralamientos que suponen modificar periféricamente la composición de la pieza de acero con vistas a mejorar su resistencia al desgaste.
La cementación tiene por objetivo enriquecer perifericamente en carbono a la pieza; hasla contenidos cercanos al eutecloide. Para lograrlo se precisa un medio carburante -sólido, líquido, o gaseoso- que pueda aportar Carbono activo a la periferia para su difusión hacia el interior de la pieza. Como es lógico, ellratamiento debe efectuarse a temperaturas superiores a A J . De otro modo no se conseguiría ese enriquecimiento en carbono si las temperaturas son inferiores a las del estado austenítico. La solubilidad del Carbono en el Hierro alfa, en solución sólida de inserción octaédrica (ref. 111.2.2), no supera el 0,0218 % de Carbono a temperaturas inferiores a la eutectoide. Para cada malerialla variación de O en función de T sigue una ley similar a la de Arrhenius:
o '" Do. exp. (-QlR1) La energía de activaciÓn para la autodifusión en estado sólido de una especie metálica dada, viene relacionada OOD su lemperalUra de fusión, TE en K, por una expresión del lipo:
Q:::18.R.TE
Los valores de O permiten determinar el flujo J, neto estacionario, de los átomos, a través de un plano geométrico: J ::: - D.
~ (primera Ley de Fick) d,
tal que, entre dos planos paralelos separados entre sí una distancia dx, el valor de es la diferencia en la concentración de álomos entre un plaoo y otro. La primera ley de Fick es válida si la diferencia de concentración de áromos entre ambos planos no varia con elliempo.
329
TRA.NSFORMACIONES EN ESTADOSOUDO EN EL SISTEMA FM:
Sin embargo el estado estacionario no es lo habitual. Para los ~stodos no estociOllUrios -en que de varia con el tiempo, aunque llO- debe aplieatSe la segundo Ley de Fick:
°
de. dt
=
cuya resolución es compleja. Aplicada -por ejempb- a la difusión de Carbono gaseoso, desde una atmósfera carburante, a través de la superficie de un acero sólido de composición uniforme de Carbono Co, sería:
c .c, ,
= erf (X:2VDt)
c,-C. en que eri es la función matemático error (son conocidos -ver Tabla Ylll.38-los valores de eñ z en función de z ), y siendo: Cs, la concentración de Carbono en la superficie sólida del acero, al cabo del tiempo 1 Cx' la concentración de Carbono en el aetro o /0 distancio x de la superficie al cabo del tiempol DI' el coeficiente de difusión del Carbono en el acero a la temperatura T en que se realiza la cemenlación.(La energfa de activación, Q, para la difusión del Carbono en la austenita es aproximadamente 142 U/mol. El valor aproximado de Do es 2,0.10-5 m2/s. y el valor de R es igual a 8,314 1/ mol.K)
Thbla VIIl.38. Valores de erf z
• O 0,025 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,30 0,35
err • O 0,0282 0,0564 0,1125 0,1680 0,2227 0,2763 0,3286 0,3794
• 0,40 0,45 0,50 0,55 0,60 0,65 0,70 0,75 0,80
err. 0,4284 0,4755 0,5205 0,5633 0.6039 0,6420 0,6178 0,7112 0,7421
•
errz
0,85 0,90 0.95 1,0 1,1 1,2 1,3 1,4 1,5
0,1707 0,7970 0,8209 0,8427 0,8802 0,9103 0,9340 0,9523 0,9661
•
err.
1,6 1,7 1,8 1,9 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8
0,9763 0,9838 0,9891 0,9928 0,9953 0,9981 0,9993 0,9998 0,9999
Tras permanencia a esas temperaturas se consiguen capas cementadas cuya profundidad vaña, según los requerimientos. entre menos de 0,5 mm y 1.5 mm. Un temple después de la cemenlación permitc obtener una periferia dc manensita dura y un núcleo de la pieza tenaz; ya que los aceros aptos para cementar tienen bajo porcentaje de Carbono (inferiores a 0,20%)
La nitruración tiene por objeto obtener una capa periférica dura sin necesidad de templar posteriormente la pieza de acero. Suele darse a piezas ya templadas y revenidas. Consiste en la aportación de Nitrógeno. en estado atómico naciente, obtenido generalmente por disociación térmica de NH 3. Con la nitroración se logra formar una delgada capa periférica muy dura, de espesor inferior a 0,5 mm. Su dureza es dcbida a
CIENCIA E INGENIERlA. DE M.4 TERlALES
la distorsión que producen cn la ferrita los nitruros submicrosc6picos formados por reacción del itrógcno con algunos elementos disuellos en la austenita (Al, Cr, V, o Mo). Se trata de un verdadero endurecimiento por precipitación o cndurecimiento estructural. La temperatura de este tratamiento tcrmoquímico cs siempre inferior a 590 OC para evitar se forme nitroaustenita. Esta, en el enfriamiento al aire quc siguc a la nitruración, produciría un eutcctoide, la brallnila, que resulta inconveniente, entre otras razones, por su gran fragilidad. Olro tratamicnto tcrmoquímico habitual para lograr superficies duras, la carbolIitruración, consiste en aportar simultáneamente Carbono y Nitrógeno (activos) a la periferia de la pieza. El tratamiento va seguido de un temple en aceite para obtener dureza por transformación manensítica de esa capa periférica. El temple puede realizarse también por simple enfriamicnto al aire, habida cuenta de la gran tcmplabilidad que conficre el Nitrógeno -además del Carbono- solubilizado cn la auslcnita; aunque así, con ese enfriamicnto poco severo, quedaría gran proporción de austenita residual blanda. Las capas obtenidas por carbonitruración -de 0,08 a 0,8 mm-- son más delgadas quc las logradas por ccmentación o por nilruración
Las temperaturas para carbonitrurar no suelen exccdcr los 875 lle. ya quc no es prcciso alcanzar las temperaturas A] dcl acero base para lograr que la perifcria sea plenamente austcnítica. Incluso a 650 IIC, por ejemplo, podría realizarse una carbonitruración. En cfccto, la aportación de N disminuye notablemcntc la temperatura A] dc la capa periférica enriquecida por solución sólida dc cse elemento. Por permanencia prolongada a esa temperatura de 650 oC, se consigue una pequeña capa periférica del acero, sea auslenítica. Esa austenita sí puede ya recibir Carbono en solución sólida. El reslo del acero, evidentementc, no 3usteniza a 650 lle. Por ello el enfriamicnto desde esa temperatura solamente produciría manensita en la capa carbonitrurada a 650 2(; permaneciendo intransformado alotrópicamente el resto dcl acero durante todo el tratamiento. Estc tipo de carbonitruración "a bajas temperaturas", a 600 IIC·700 llC, se dena-mina "carbollilruración ligera sin temple del núcleo".
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IX Diagramas ternarios IX. 1. INTERPRETACION DE DIAGRAMAS TERNARIOS
IX.1.1. Representación gláfica Para representar la composición de una aleación ternaria, se emplea el método de Roozebum: sobre un triángulo equilatero se toman escalas de 1 a 100 en cada uno de los lados AB, AC y BC. Una aleación M compuesta por a% de metal A, b% de metal B y c% de metal e, se representaría como indica la figura IX.!. Por consideraciones geométricas se comprende que cualquier otra aleaci6n cuyas proporciones de B y e estuvieran en la misma relación b%
--= c%
Cte
habría de localizarse sobre una recta AM. De modo análogo, el lugar geomé· trica de todas las aleaciones cuyo porcentaje de A es igual a a%, es la paralela aliado Be trazada por M. Las temperaturas se toman en un eje perpendicular al plano ABe. De la aplicación de la regla de las fases a los sistemas de tres componen-
•
M
1\ /
/ /
\ \ \
.=======o!-----' -====-c , , Fig.lX.l. Representación de Roozebum
CIENCIA E lNGEN1ERJA DE MATERiALES
334
tes resulta que la suma del número de fases, 4>, más el de grados de libertad, Y, es igual a 4. La representación de Roozebum posibilita la generalizaci6n de la regla de los segmentos inversos cuando para una cierta temperatura la aleación H tiene dos fases en equilibrio, de composiciones 1 y J. En la fIgura IX.l. se han indicado sobre el lado AC las composiciones en metal e que son, respectivamente, i', h', j'. Suponiendo que el peso total de la aleación H sea Pr Y sean Pj y PI los pesos respectivos de las fases J e 1, se tendría que Pr es igual a PJ + PI. Por otro lado el peso total de metal e impondrá la igualdad: Pr. h' = PJ.j' + PI' i' . Y como quiera que Pr . h'
=PJ.h' + PI- h',
se verificará: h' _ =
j'
j' - h'
HI HJ
=--
Cuando una aleación H está en equilibrio a temperatura TI con otras tres fases S. R. L, (ver figura IX.3.) el equilibrio será invariante, es decir, sin ningún grado de libertad; a dicha temperatura -que será constante~ las proporciones en peso de las fases pueden detenninarse por aplicaci6n repetida de la regla de los segmentos inversos antes mencionada. Sean, respectivamente, PI' P2 YP 3 10s pesos de las fases R, L y S; y PT = PI + P2 + P3 el peso de la aleación H.
• ,, / /
/ /
" Fig.IX.2. Generalización de la regla de segmentos inversos.
eL
,, ~
335
DIAGRAMAS TERNARIOS
•
<:' \
... - -\"-""
Fig.1X3. tquilibrio entre rre$
\
"
• L
P, PI .,. P2
P, PI + P2
PI .,. P2 P.+P2+ P]
{(l$t':S
-
-"<
-"c P, PTI
NL LR
SH SN
P, PT
NR RL
SH SN
=
NL LR
--=-_. --
=
NR -RL
--=-_._-
=
SH SN
S, R. L.
p] = PT - (PI -+ P2)
El triángulo SRL recibe el nombre de triángulo de conjugación. IX.l.2. Equilibrio de dos fases Si en un sistema ternario hay s610 dos fases en equilibrio, el número de grados de libertad es dos; ello quiere decir que fuada la temperatura, resultan indeterminadas las composiciones de la fase sólida o bien de la fase líquida. Véanse, por ejemplo, las fIguras IX.4. y IX.5. correspondientes a un diagrama temario de solubilidad total de tres metales A. B, C: a la temperatura T 1 la composición del sólido puede ser cualquiera de las situadas en la línea 5] de la sección isoterma. Cuando se conoce la composición J1; del sólido, la del líquido se obtiene por intersecciÓn de la recta de conjugación que une J, con el punto 2 (que es la composición de la aleación M en la figura IX.S.). Ello indica que en las disoluciones sólidas totales ternarias, la solidificación de equilibrio es indetenninada; presentando, a diferencia de los sistemas binarios, varias posibles trayectorias. Por ejemplo, la aleación M de la figura IX.4. inicia su solidificación a la temperatura TI y finaliza a T 4 ; pero
CIENCIA E lNGENIERlA DE MATERIALES
336
"
,
---
----- -- ---
• Fig.IXA. Disolución sólida total en un sistema temario
la trayectoria del líquido puede ser cualquiera de las líneas de la napa o su· perficie del líquidus, que parten de I y terminan en un punto de la curva plana Lf (sección isoterma dellíquidus a la temperatura T 4 ). Análogamente, la línea del sólidus puede ser cualquiera de las que, partien· do de un punto de la isoterma SI (obtenida para T.), finaliza en el punto 4. En general, las líneas <;lellíquidus y del sólidus no son coplanarias. Para determinar a cada temperatura las proporciones de fase sólida y fase líquida sería preciso conocer, además de la sección isoterma de la napa sólida y de la napa líquida, la recta de conjugación (que une las composiciones de la fase sólida y líquida); o bien la composición de una de las fases que permite determinar dicha recta.
337
DIAGRAMAS TERNARIOS
..
"
-
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~
"
c.
'. Fi¡.IX5. SecciOfles isotermas de la figura IX.4.
IX.l.3. Equilibrios de tres fases Si en un sistema temario hay tres fases en equilibrio -líquido, sólido, sólido-las dos reacciones posibles durante la solidificación son: líquido .... ex + (J (eutéctica binaria); líquido + (J .... a (peritéctica binaria)
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I
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I
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Fig.IX.6. Diagrama temario con Tetlcci6n euréc/ica binaria
338
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
El numero de grados de Libertad en estos casos es l. Por consiguiente: - la reacción eutéctica binaria (o la peritéctica binaria) no se realiza a temperatura constante; por lo tanto puede variar la temperatura en un intervalo sin que se rompa el equilibrio. - a cada temperatura TI de dicho intervalo estarán perfectamente defi· nidas las composiciones del sólido y del líquido. - en la solidificación de no equilibrio puede aparecer segregación menor, no sólo en los constituyentes proeutécticos, sino también en los euléc· tiros y peritécticos binarios. La f¡gura IX.6. es característica de una eutéctica binaria. Para habituarse a la interpretación de los diagramas ternarios puede verse en la figura IX. 7. la solidificación de una aleación M, que se inicia en el punto P con fonnación de solución sólida {j, Imaginemos que la trayectoria del Iíquidus sigue la curva PL, La eutéctica binaria se inicia al alcanzar el punto L. A partir de dicho punto la trayectoria del líquidus sigue el valle fonnado por las napas de Iíquidus l y 2; en tanto que la napa de sólidus será una superficie reglada (fonnada por el desplazamiento de una recta que, uniendo las concentraciones de sólido Ot y sólido P. es en todo momento paralela al plano horizontal). Para detenninar las proporciones de peso de las fases Ot. /1, y liquido en equilibrio a una temperatura T lo es preciso conocer el triángulo de conjugación para dicha isoterma TI'
M
fig, IX.7. Reacción eu.téctica binado en un !utema temario
339
DIAGRAMAS TERNARIOS
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1
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, Fig. IX.8.
Diagrama temario con reacción peritéctica bjnan·a
e NM El porcentaje líquido será, por ejemplo, ND . La solidificación terminará a una temperatura tal que la vertical correspondiente a la composición de la aleación M corte aliado TV del triángulo de conjugación. La fIgura IX.S. presenta un diagrama de equilibrio de 3 fases con reacción peritéctica: lI'quido ... 13 -+- 0". Para mayor facilidad véase en la figura IX.9. el comienzo de la solidificación a la temperatura TI con formación de fase 13. Cuando la separación de cristales primarios de 13 es completa (al alcanzar el punto L 1 a la temperatura T 2) se inicia la reacción con comienzo de forma· ción de fase O" (la vertical de M cortará, al inicio de la reacción peritéctica, el lado L I C}3 del triángulo de conjugación). La reacción terminará cuando toda, la fase {3 haya sido consumida y sólo queden líquido y a: esto ocurrirá
•
Fig. IX.9.
Reacción peritéctica binaria en un sistema tenlllrio
340
C1ENClA E INGENIERlA DE MATERIALES
,
filo JX.lO. Evolución de una reacción periléccica binaria a eull!ctica binaria
,
•
,, , ,, ,, ,
____ -). __ e
,
a la temperatura T r. en Que la vertical de M corta al lado Lr N del triángulo de conjugación.
Las alturas trazadas desde el vértice (L .. Lr) de los distintos triángulos de conjugación entre el comienzo y fmal de la reacción peritéctica binaria, caen siempre en la prolongación del lado opuesto (~.. .:RJil). En tanto que, en una reacción eutéctica binaria, la altura corta al lado opuesto dentro del segmento que une las composiciones de los sólidos a y 13. A veces en un mismo diagrama la reacción puede pasar de peritéctica binaria a eutéctica binaria, como se ilustra en la figura IX.I O. o ••
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Fil. IX.lI. Reacción eutéctica temaria
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341
DUGRAMAS TERNARIOS
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Fig.IX.12. Diagrama ternario con eutéctica
ternaria
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lX.l.4. Equilibrios de cuatro fases Pueden presentarse en la solidificación cuando se realiza alguna de las reacciones siguientes entre el líquido y las fases a, P, 'Y: Líquido
~
a
t
p
Líquido ... fJ ~ 6
'Y (eutéctica ternaria) 'Y (peritéctica ternaria de 2. a clase)
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"
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, na.IX.13, Reacción peritécrica lemon'o de 2,· cIase.
--- " •
342
CIENCJA Ji INGENIERJA DE MATERIALES
Líquido ...
O' +
{3 ~ 'Y (peritéctica ternaria de 3. a clase)
Estas reacciones son invariantes (V = O) y, por tanto, se realizan a temperatura constante. Con respecto a la eutéctica ternaria, en la f¡gura IX. JI. (detalle de la figura IX.12.) se indica el equilibrio del líquido con las tres fases a, 13, 'Y de composición bien definida. La figura IX.14. muestra un diagrama con reacción peritéctica ternaria de segunda clase, y en la figura IX.13. se detalla el comienzo de la reacción peritéctica.
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Fig. IX.J4. Diagrama temario con reacción peritéctica ternaria de 2,° clase
La figura IX.IS. corresponde a un diagrama ideal con peritéctica ternaria de tercera clase. Lo expuesto tiene por finalidad familiarizar al lector con la generalización de la regla de las fases para sistemas de más de dos componentes. Omitimos deliberadamente las transformaciones en estado sólido -euteetoides y peritectoides binarios, eutectoides ternarios, etc.- por su analogía con las reacciones expuestas a propósito de la solidificación. También hemos prescindido de otras reacciones (por ejemplo, monotécticas) cuya interpretación estimamos asequible con las nociones ya desarrolladas a propósito de los diagramas binarios, y que pueden generalizarse siguiendo las misma I(nea anterionnente señalada para reacciones ternarias.
IX. 1.4.1. Aleaciones de bajo punto de fusión La invariancia de temperatura, tanto en sistemas binarios como ternarios, se emplea a veces para proyectar aleaciones de punto de fusión bajo destinadas a válvulas de seguridad
DIAGRAMAS TERNARIOS
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I I
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Fig. lX.1S. Reacción peritlfctica ternaria de l.a clase
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que funden al alcanzar la correspondiente temperatura, o para obtener l(quidos metálicos muy fiu(dos, o para otras aplicaciones. En la Tabla IX.14. se indican algunas de estas aleaciones en omen creciente de temperaturas de fusión entre -48 y 245 0 C. Entre ellas figuran además de las eutéclicas binarias, algunas eutéclicas ternarias, cuarternarias, etc. También se incluyen algunas aleaciones hipo o hipereutécticas de bajo punto de fusiÓn (considerando como talla temperatura de comienzo de fusión).
TABLA IX.14. Aleaciones de bajo punto de fusión. (CRC).
Punto de fusión en 00 C.
Denominación
-48
Euléclica binaria
-40
Eutéctica binaria
-30
Eutéctica binaria
Composición" Cs 77,0 Cs
Eutéctica binaria
- 8
Euléclica binaria
23,0
87,0
Rb 13,0
Cs
N.
95 -11
K
K
5,0
N.
78,0
22,0
Rb
N.
92,0
8,0
344
CIENCIA E lNGENIERlA DE MATERiALES
TARLA IX.14. Aleaciones de bajo punto de fusión. Punto de fusión en OD C.
10,7
Denominación
Eutéctiea ternaria
Composición"
G,
In
62,5
21,5
16,0
G,
In
Sn
Sn
10,8
Eutéctica ternaria
17
Eutéctica ternaria
82,0
12,0
33
Eutéctiea binaria
Rb
K
Eutéctica quinaria
68,0 Sn
32,0
46,5
Bi
Pb
10,65
40,63
22,11
Bi
Pb
44,7
22,6
Sn 8,3 Sn
Cd 5,3 In 21,3
69,8
47
Eutéctica quinaria
58,2
Eutéctica cuaternaria
6C,5
Eutéctica ternaria
70
Metal de Wood
70
Metal de Lipowitz
70
Eutéctica binaria
91,5
Eutéctica ternaria
95 97 98
Eutéctica ternaria Metal de Newton Metal de Arce!
G,
17,6
12,5
Sn
ln 6,0
Bi
Pb
In
49,5
17,6
11,6
In
S;
Sn
51,0
32,5
16,5
Bi
Pb
Sn
50,0
25,0
12,5
12,5
Bi
Pb
Sn
Cd
50,0
26,7
13,3
10,0
In
Bi
67,0
33,0
Bi
Pb
51,6
40,2
Bi
Pb
52,5
32,0
Bi
Sn
Cd
Cd 8,2 Sn 1S,S
Pb
50,0
18,8
31,2
Bi
Sn
Pb
50,0
25,0
25,0
Metal de Dnion o
Bi
Sn
Pb
20,0
30,0
102,5
Lichtenberg Eutéctica ternaria
50,0
Bi
Sn
Cd
54,0
26,0
20,0
109
Metal de Rose
Bi
Pb
Sn
50,0
22,0
In
28,0 Sn
52,0
48,0
100
117 120 123
Eutéctica binaria Eutéctica binaria Metal de Malotte
124
Eutéctica binaria
130
Eutéctica ternaria
In
Cd
75,0
25,0
Bi
Sn
Pb
46,1
34,2
19,7
Bi
Pb
55,5
44,5
Bi
Sn
56,0
40,0
ln 4,0
Cd
18,1 8,2
In 19,1
.. 345
DIAGRAMAS TERNARIOS
TABLA IX.l4.
AI~odQnd de
Punto de fusión
en 0° C.
baio punto de fiaiar!
Denominaci6n
Composici6n "
Eutéclica binaria
B;
Sn
140
Eutéctica binaria
58,0 BI 60,0
42,0 Cd 40,0
183
Soldo eutéctica estano
140
Sn
Pb
63,0
37,0 BI 48,0
185
Eutéctica binaria
TI
192
Soldadura blanda
Sn
Pb
70,0
30,0
Sn
ln
91,0
9,0
52,0
198 199 199
221 226
Eutéctica binaria Pan de estallo Metal blanco
ln
92,0
8,0
Sn
Sb
92.0
8,0
Eutéctica binaria
Sn
AS 3,5
Matrix
96,5 BI 48,0
227
Eutéctica binaria
240
Soldadura Sn/Sb
245
Sn
Soldadura Sn!Ag
Pb
Sn
Sb
28,5
]4,5.
9,0
Sn
eu
99,25
0,75
Sn
Sb
95,0
5,0
Sn 95,0
As
5,0
IX,2. LOS DIAGRAMAS TERNARIOS EN METALOGRAFIA
A diferencia de los sistemas binarios, de los que son conocidas casi todas las combinaciones que puede romar cada metal industrial, los sistemas ternarios y sus diagramas -menos abundantes en la literatura técnica sobre aleaciones- tienen una aplicación más limitada en metalograffa. Para el estudio estructural de las aleaciones es habitual el empleo de diagramas binarios, senalando después cuál es la influencia que (sobre las líneas de equilibrio del diagrama) ejerce un tercer o cuarto elemento de los que componen la aleación. Por otro lado, las estructuras de solidificación en diagramas temarios presentan un grado de indeterminación que no existe en las aleaciones binarias. En efecto, en los sistemas temarios la estructura obtenida por solidificación de equilibrio, depende de la composición química de la aleación, pero, además, depende en igual medida de las distintas trayectorias posibles de enfriamiento sobre las napas del líquidus y del sólidus. Y otro tanto
346
CIENCIA E lNGENIERlA DE MA TERlALES
TABLA IX.IS. ~
Pb
Alguna aleaciones Pb-Sn-Sb " Sb
~
So
Aplicación
H,
84
12
4
H,
54
28
18
Caracteres para linotipia
H,
74
16
10
Caracteres para monotipia
BABBIT AL PWMO
% Pb
% Sb
% So
SAE 13
85
10
5
SAE 14
75
15
10
SAE 15
83
15
1
83,5
12,75
0,75
G
BABBIT AL ESfAÑO
% Sn
ASTM 1
91 89 84 65
ASTM 2 ASTM 3 ASTM 5
Aleaciones sin rechupe
Caracteres fundidos para composición a mano
~
Bi
15 9
~
Cargas moderadas: ventiladores bombas
22
1 A,
Cargas grandes: cojinetes de motores Diessel
20
3 A,
Cojinetes para trabajar a
Otros ~
~
~
18 Pb
Pb
5 32,5
HB 19
~
4,5 3,5 8 2
Aplicaciones típicas Cargas ligeras: cojinetes de automóviles
~
% Sb " Cu
4,5 7,5 8 15
Otros
% So
80 48
temperaturas elevadas: camiones
22
Aplicaciones lípicas
HB
En la industria del aulom6· vil; mejor corrosión y resistencia al desgaste que las antifricciones de base plomo
17 24 30
% Sb ~
10,5
23
Aplicaciones
Caracteres de
imorenta
ocurre con las transformaciones de equilibrio en estado sólido. Por consi. guiente, no basta sólo conocer el diagrama ternario tridimensional; es necesario conocer además, para su interpretación precisa, el conjunto de secciones isotermas del diagrama para diversas temperaturas, así como la posición de las líneas o de los triángulos de conjugación.
DIAGRAMAS TERNARIOS
347
Para fijar ideas sobre la interpretación de diagramas temarios y su rela· ciÓn con las estructuras de solidificación, parece oportuno complementar este apartado con la referencia a uno de los sistemas temarios clásicos en Metalotecnia: el sistema Pb-Sb-Sn; base de aleaciones antifricci6n (Babbits), de las aleaciones para tipografía, y de aleaciones de bajo punto de fusión. (Talo la IX.IS.).
IX.2.1. Sistema Pb·Sb·Sn La figura IX.16. presenta, abatidos sobre el plano del dibujo, los diagramas binarios Pb-Sb, Sb-Sn y Pb-Sn. En la misma figura puede verse la proyecci6n de las intersecciones de las distintas napas de líquido correspondientes a las diferentes composiciones; napas que -en relieve- se señalan en la f¡gura IX.I?
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o 1--------".,~..~ '"'"-~--_1 fi•. IXJ6. Sistema Pb-SbSn
348
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TER/ALES
napa liquídlo __ ....
napa liquida __
Fig.IX.l7. Relieve del sistema PbSbSn
El sistema Pb·Sb-Sn presenta cuatro fases en cuya composición están presentes los tres componentes del sistema. La fase alfa es una solución sólida de sustitución de Pb y So en el Sb. La fase delta es la solución sólida de sustitución de Sb y So en el Pb. También la fase gamma es una solución sólida de sustitución: tiene como metal disolvente So y como solutos Pb y Sb. La fase beta es el resultado de sustituir átomos de Pb en el compuesto intermetálico Sb-Sn del sistema binario Antimonio-Estaño. Los equilibrios trifásicos, representados en relieve, son los siguientes: Líquido ~ 0' Ó Línea ZX (eutéctica binaria): Línea XS (eutéctica binaria): Línea SW (eutéctica binaria): Línea PX (peritéctica binaria):
Líquido": 13 ó Líquido ~ 'Y o+- Ó Líquido o+- O:' ~ {3
Línea RS (peritéctica binaria):
Líquido + {3
~
"1
En el diagrama Pb-Sb-Sn, se señalan dos puntos invariantes correspondientes a equilibrios tetrafásicos: de eutexia ternaria (punto X) y de peritexia ternaria de segunda clase (punto S). En el punto X -de composición 85% Pb, 11,5% Sb, 3,5% Sn- tiene lugar a 239 0 e la reacción eutéctica ternaria; líquido ~ O:' + {3 + Ó. En el punto S -de composición 40% Pb, 2,5% Sb, 57,S" Sn- tiene lugar 0 a 189 e la reacción de peritexia ternaria de segunda clase: líquido + {3 ..= "1 + ó. Dividido el diagrama ternario en cuatro zonas -según sean la fase alfa, beta, gamma o delta las primeras en fonnarse durante la solidificaciónpuede seguirse la evolución de algunas aleaciones situadas en cada región.
349
DIAGRAMAS TERNARIOS
y ello puede servir como ejercicio de interpretación de los diagramas ternarios. En la figura IX.18. se indican 'las aleaciones a considerar: A, B, e, D, E.F.e.K.
.. 3
'0
(l
'l• ... pe~"
30
G
..lañó
Fil. IX.IS. Diagrama Pb • Sb ·Sn. Algunas aleaciones.
ZO Al: aleación A (20,. Pb, 70" Sb, 10" So) y aleación B (35" Pb, 45" Sb, 20" Sn). La figura IX.19 muestra la curva diferencial de enfriamiento (T 1,
:~
)
durante la solidificación de la aleación A y detecta la aparición del primer sólido (fase 0:) a 562 0 C. A 332 0 e una nueva discontinuidad senala el comienzo de la reacción perit6ctica (L + a '"'" (1) con producción de (ase beta. Finalmente a 239 0 se verifica un abundante desprendimiento de calor al solidificar la eut6clica ternaria, tc!rmino de la solidificación. La estructura micrográfica de la figura lX.20. confirma las etapas de solidificación y muestra los constituyentes obtenidos. La oleaciJn B tiene una curva de enfriamiento (figura IX.20.) cuyas características son similares a la anterior. La aparición del primer sólido alfa tiene lugar a una temperatura más baja (440° C), debido a la menor proporción
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
350
,
Fig.IX.19. Curva dlferenciJI/ de enfriamiento de la aleación A (20" Pb, 70"Sb, /O%5n),
,,,f---'-:"'"
Fig. IX1I. Estmcruro de la Q/eació', A
DIAGRAMAS TERNARIOS
351
•
"'" 1----':>-
I
Fig. IX20. Curva diferenciIJl de
enfriJJmiento de aleación B.
fil. 1X.22. Estructura de la aleación B (J51'Pb. 45'if Sb. 2tY7' Sn)
/Q
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TERlALES
352
'''~~...--}---
Fig.IX23. Curva diferencial de enfriamiento de la aleación e (86'J'Pb, 1J"Sb, J'I'Sn),
Fig. 1X24. Estructura de la aleación
2311'C
dtldT
e
po
DIAGRAMAS TERNARIOS
353
de Antimonio; y dado que el comienzo de la reacción peritéctica tuvo lugar a una temperatura similar a la de la probeta A, es de esperar una menor proporción de fase alfa en la aleación B. La micrografía lX.22. muestra la gran proporción existente de fase beta, con contornos rectos Que engloban restos de los cristales primitivos de fase alfa. ZONA 2: aleación e (86" Pb, 11" Sb, 3" So), y aleación D (65" Pb, 5" Sb, 30" So), Todas las aleaciones de esta zona solidifican, dando en primer lugar la fase de/fa rica en Pb. La curva representativa del enfriamiento de la aleación e (figura IX.23.) presenta dos puntos angulosos; uno a 255 0 e -inicio de la solidificaciÓn de los dendritas de fase delta-, y otro a 239 0 e que es la temperatura rmal de solidificación por reacción eutéctica ternaria. En la micrografía IX.24. se aprecian dendritas de formas redondeadas (constituyente disperso delta) y una eutéctica (constituyente matriz) constituida por las fases alfa, beta y delta. La curva de enfriamiento de la aleación D (figura IX.25.) presenta tres puotos críticos. El primero, 232 0 e, corresponde a la aparición del primer sólido: fase delta. A 2200 e comienza la reaccióo eutéctica binaria (líquido -+ delta + beta): la solidificación sigue la trayectoria marcada por la Unea XS (figura lX.16.) y, fmalmente, termina en el punto peritéctico S. La micrografía de la figura IX.26. representa la estructura del sólido obtenido. Pueden verse grandes dendritas de fase delta rodeados de una eutéctica binaria (de tonalidad más clara) y, por último, un agregado oscuro constituido por gamma y delta procedentes de la reacción peritéctica; la estruc· tura obtenida en el punto peritéctico temario es muy fina y con aspecto arabesco. ZONA 3: aleación E (75" Pb, 15" Sb, lO" So) aleación F (65" Pb, 15" Sb, 20" So), aleación G (20" Pb, 15" Sb, 65" So). Todas /as probetas correspondientes a esta zona inician la solidificación conformación de fase beta. La curva representativa del enfriamiento de la aleación E, en la figura IX.27., señala dos puntos angulosos: el primero a 2700 e coincide con la aparición de los primeros cristales de beta, y el segundo a 2390 e corres· ponde a la eutéctica ternaria. En la micrografía de la f1&ura IX.28. pueden verse los cristales de beta rodeados de la eutéctica ternaria. La curva correspondiente a la aleación F, figura IX.29., presenta tres puntos críticos: 2900 e, 245 0 e y 189 0 C. El primero coincide con el inicio de formación de fase beta, el segundo con la reacción eutéctica binaria (líquido -+ delta + beta), y por último, a 189 0 e el líquido restante reacciona con la fase beta de la eutéctica binaria -que contornea los cristales primarios de beta- dando las fases gamma y delta. Sobre la curva, la amplitud de las diferentes discontinuidades registradas pone de manifiesto que la reacción eutéctica se produjo abundantemente, mientras que la reacción pecitéctica ternaria tuvo lugar en pequeña proporción. En la figura IX.30. puede verse el aspecto micrográfico de la aleación solidificada.
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TER/ALES
354
". f--::::::;::;~;:¡'---d1/cff
Fig. IX.25. CUn'Q diferencial de enfri11miento de la aleacion D (65%Pb, 5%Sb. 30"Sn).
Fíg. IX26. Estructura de la aleación D
DIAGRAMAS TERNARIOS
355
,
'" 1--7>23g'C
Fig. IX27. Curva diferencial de enfriamiento de la aleación E (75~Pb, 15%Sb, lO'J'Sn)
Fig. IX28. Estrnctura de aleación E
CIENCIA E INGEN1ERJA DE AtA TERlALES
356
•
Fig.IX29. O'n'o diferencial de enfriamiento de
aleación F (6J"Pb, 15"Sb. 20"Sn).
La aleación G tiene un mayor contenido en Estafto, por lo que la trayec· toria del líquido sigue una curva descendente hacia la periléctica binaria RS. La solidificación se inicia (ver figura LX.3!.) por formación de beta a 280 0 C. A 210 0 e comienza la reacción peritéctica binaria (líquido+ beta ,.: gamma); termina la solidificación a 189 0 e por reacción peritéctica ternaria
*'
iL. -/-....
Fig. 1X30. Estmctura de aleación F
•
\ DIAGRAMAS TERNARIOS
357
,
'lO
f-----:\;>-
~
Fig. IX31. CUrJ-'a diferellcial de enfriamiento de la aleación G (20"Pb. 15"Sb, 65"Sn).
". r-----=",.~::=>-e __ 180'C I--;==~~
~ (I(quido + beta,.=. gamma + delta). La figura IX.32. ilustra la estructura mi· crográfica de la aleación G a temperatura ambiente.
ZONA 4: aleación K (17" Pb, 3" Sb, 80" So). La curva diferencial de enfriamiento correspondiente a la aleación K (fig. IX.33.) muestra un primer punto anguloso a 205 0 e, debido a la aparición de
Fi,. IX32. Estructura de la aleación G
CIENCIA E lNGENIERIA DE MATERIALES
356
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'" f-----'~?--'"" f----'=':::'-Fig. IX33. Curva diferencial de enfriamiento de aleación K
(17~Pb,
3'JtSb, 80%Sn),
los primeros dendritas de fase gamma. La trayectoria de solidificación en la napa del líquidus sigue una cur"a que tennina en el punto W de reacción eutéctica binaria (líquido'""" delta ,¡.. gamma).
En la micrografía de la flgura IX.34. se observan los dendritas primarios, de fanna redondearla, de fase gamma contorneados por la eutéctica binaria. Esta estructura micrográfica es similar a la de las aleaciones binarias hj· pereutécticas utilizarlas en soldadura blanda.
DIAGRAMAS TERNARIOS
359
IX.3. EL SISTEMA TERNARIO Fe-C-Cr El diagrama de solidificación Fe-C-Cr, complementado con algunas considera* eiones gencrales derivadas dc las lransformaciones en estado sólido, permite establecer correlaciones entre composición. estructura micrográfica y propiedades para servicio de varias aleacioncs ternarias de intcrés induslrial. tales como: aceros inoxidables ferríticos, aceros inoxidables martensíticos, y fundiciones blancas altamente alcadas en Cromo. lX.3.1. El Cromo en las aleaciones férreas El Cromo en forma dc solución sólida en el Hierro aumenta la resistencia a oxidación dc éste en atmósfcras sccas; de modo más manificsto a partir de 5% Cr. Por eso los aceros y fundicioncs suelcn tcncr altos porcentajcs cn peso dc Cromo cuando se desea un comportamicnto satisfactorio en atmósferas oxidantes a temperatura de hasta 750 oc. Por otra partc el Cromo disuelto en el Hierro disminuyc la conductividad térmica de éste y le confiere re/raclariedad . Además se forma un film de óxido de Cromo cuando el por<.."Cntajc es superior al 12 % en peso y ello modifica la posición del Hierro en la serie electromotriz. El Hierro -que sin ese porcentaje de Cromo en solución sólida de sustituciÓn resulta anódico en medios acuoSQS-. pasa a comlX'rtarse catódicamentc. Por ese motivo los aceros con más de 12% de Cromo reciben el nombre de "aceros inoxidables ". La película protectora de óxido de Cromo resulta también resistente a los ácidos oxidantes y a numerosas soluciones salinas; en cambio su resistencia frente a ácidos reductores no es buena.
El comportamiento frente a la corrosión acuosa de los aceros con más de 12% Cr mejora al aumentar su contenido de Cromo. En cambio, para un mismo contenido dc Cromo, disminuyc al aumcntar el contenido dc Carbono del accro; dcbido a la prccipitación en estado sólido dc carburos de Cromo. Esos carburos disminuycn los contenidos de Cromo cn las zonas contiguas a los carburos precipitados. Esas zonas O aurcolas dcscromadas contiguas a los carburos ticncn porccntajes dc Cromo muy inferiorcs al 12% y rcsultan anódicas. Otra propicdad del Cromo es su efccto sobre las temperaturas críticas dc transo formación del Hierro. La influencia dcl Cr sobre los puntos dc transformación de Fe delta a Fe gamma, temperatura crítica denominada ~, y dcl Fe gamma a Fc alfa (temperatura crítica AJ ), pueden verse cn la Figura VIII.23. El Cromo amplía la estabilidad dcl Hierro delta, cúbico centrado en el cuerpo. Ello se traduce en que la trans(oonación de la fase dclta (solución sólida de sustitución del Cr en el Fe delta) durante el enfriamiento para dar (ase gamma se presenta a lemperaturas menores cuanto mayor cs cl contenido de Cromo.
360
C/ENCJA E lNGENJERJA DE MATERIALES
En ese aspecto, para las transformaciones de delta a gamma, el Cromo es siempre a/fágeno. Por otra parte, en lo que respecta a la transformación gamma a alfa durante el enfriamiento, el Cromo se comporta como gammógeno para contenidos inferiores a 7% (pues disminuye la temperatura A J , según puede verse en la Figura VIII.23). En cambio, para contenidos superiores a 7 % Cr eleva la temperatura A 3 y por tanto es siempre alfágeno.
El bucle gamma de la Figura VIII.23 señala tres rangos de composición en el diagrama binario Fe-Cr. Hay fCrTocrumos que superan el 13% de Cromo, fcrrocromas con menos de 12% de Cromo y ferrocromos cuyo %Cr está comprendido entre 12 y \3%. Cuando las proporciones de Cromo en una aleación binaria FeCr son superiores a 13% el carácter alfágeno del Cromo llega a suprimir las transformaciones delta .> gamma -> alfa. Esos ferrocromos conservan la estructura primaria de solidificación ( ferrítica, cúbica centrada en el cuerpo) sin transfonnación alotrópica alguna hasta la temperatura ambiente. No es posible, por ejemplo, un afino de grano por simple tratamiento ténnico Para porcentajes inferiores a 12% Cr los ferrocromos pueden ser plenamente austenizados por calentamiento. Para porcentajes entre 12% y 13% no es posible según se advierte en la Figura VIII.23 una austenización total de esas aleaciones; así por ejemplo, calentando a 1000 lIC se obtendría una estructura mixta alfa + gamma. Las líneas de transformación que se observan en el diagrama de la figura VIl1.23 para temperaturas inferiores a 821°C no guardan relación con el carácter alfágeno del Cromo. Corresponden a la fonnación durante el enfriamiento, tras miles de horas, de un compuesto intennetálico tetragonal complejo, denominado fase sigma (ref VII.l.3.1), que puede precipitar por reacción espinadal (ref.VIl.l.l) en la ferrita enfragilizándola Las fases sigma aparecen cuando las aleaciones tienen un alto contenido local en Cromo (alrededor de 40%). En aceros con más de 20% de Cromo después de permanencias prolongadas a 550 l1C, Iras decenas de miles de horas, pueden precipitar esas fases sigma que resultan desventajosas para las propiedades mecánicas. Las fases sigma pueden ser redisucltas en poco tiempo mediante calentamiento a temperaturas superiores de 900 11c. El Cromo influye también en la templabilidad de la austenita. Hace a ésta más estable frente a las transformaciones durante el enfriamiento continuo. Además, deprime la temperatura Ms (ref VII1.2.3). Por ello para altas proporciones de Cromo en aleaciones férreas, y un enfriamiento lento (por ejemplo al aire), pueden no tener lugar las transfonnaciones "perlíticas" durante ese enfriamiento de la austenita: porque requerirían descensos de temperatura aún más lentos. Con ese enfriamiento al aire aquella austenita se transformará en martensita. Además, por ser bajo el valor de Ms ' quedará a la temperatura ambiente una cierta proporción de austenita residual no transformada.
DIAGRAMAS TERNARIOS
361
Eso explica que las aleaciones férreas cuya estructura primaria de solidificación sea austenita rica en Cromo resulten muy duras (e incluso inmecanizables) al ser enfriadas al aire; por haberse transformado gran parte de la austenita en martensita. Cuando se desea la máxima dureza, por ejemplo para resistencia al desgaste, puede lograrse efectuando luego un revenido alto (para desestabilizar la austenita no transformada) seguido de enfriamiento al aire para conseguir transformar en martensita la austenita desestabilizada. 1X.3.2. El diagrama ternario Fe-C-Cr La figura IX.35 representa el diagrama binario de equilibrio Cromo-Carbono. Eo el sistema binario e-cr figuran tres carburos de porcentajes atómicos en carbono 20%, 30% Y 40%. Sus fórmulas respectivas son Cr 4 c -o más exactamente Crl3C6, de porcentaje atómico 20,69%-, Cr7C3 y Cr3C2 (ref VIL 1.3.1). Sus porcentajes ponderales de carbono resultan ser 5,7 %, 9%, Y 13% respectivamente.
De estos tres carburos, los dos primeros -y particularmente el Cr7Cr aparecen frecuentemente en las aleaciones del sistema Fe-C-Cr. El Cr7C) puede solidificar, parcialmente, a partir de fundidos cuyo contenido en Carbono esté comprendido entre 9% y 5,7%, a temperaturas entre 1765 QC y 1510 QC.
362
CIENCIA E INGEN1ERlA DE MA TERlALES
El diagrama de la (igura lX.35 señala la existencia de Ires reacciones pcritécti· cas en el sistema binario Cr-C. El CrnC6, por ejemplo, solidifica por reacción periléctica a 151()l'C: líquido de 5,6% + CrM .> CTnC6' Recíprocamente, por calentamiento, el Cr23C6 fundiría al alcanzar la temperatura de 151()Q e (si antes no se hubiera ya descompuesto); por ello suele decirse que ésta es la temperatura de fusión
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del Cr23C6_ El diagrama muestra también la existencia de una reacción cutéctica a 1498 oC, según la cual el líquido de 3,39% de Carbono solidifica dando un agregado de CrnC6 y solución sólida alfa de Carbono en Cromo. Adviérlase que la solubilidad del Carbono en el Cromo es prácticamente nula: 0,32 % en peso a 1498°C y 0,006% en peso a 900 \le. El conjunto de este diagrama Cromo-Carbono, del rnetaestable Hierro-Cementita (figura VII1.6), y del diagrama Hicrro-Cromo (figura VIIL23), permiten integrar todo el diagrama tcmario fc-C-Cr. En ese diagrama temario las reacciones eutécticas y peritécticas tienen lugar para las temperaturas y composiciones quc se indican en la figura IX.36. Por tratarse de un sistema ternario las eutécticas binarias tendrán un grado de libertad y por tanto no solidifican a temperatura constante.
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DIAGRAMAS TERNARIOS
363
En cuanto a reacciones invariantes adviértase que a 1415 l/C, para aproximadamenle 60% en peso de Cromo -punto G-, hay una reacción periléClica ternaria de 2' clase, cuyas fases en equilibrio son: líquido + MnCó = alfa + M7C3 ; y que, al enfriar desde el estado fundido, aquella temperatura permanecerá conslante hasta la desaparición de Mn C6 .
oc.
A 1275 para 35% de Cromo -punto H-, hay también una reacción invariante; la peritexia ternaria de segunda clase: líquido + alfa =gamma + M7Y .
Finalmente, a 11600C, para 15% de Cromo -PUnlO K-, puede observarse otra reacción invariante, también peritéctica ternaria de 2 1 clase: líquido + M7C3 = gamma + M3C De las eutécticas binarias de este sistema, se señalan por su interés industrial tres de ellas, que en las Figuras IX.36 y IX.3? vienen representadas -respectivamente- por las curvas K.L, KH YGH. La eutéctica binaria KL -que solidifica entre 116()IIC y 1154 ac_ está constituída por austenita y por un carburo de lipo cemenlítico, qFe,Crh, denominado K e ó M)C, y es el constituyente continuo o matriz de la eutéctica, que es de lipo ledeburitico (VUlI.4). En el carburo 1<0;: algunos de los átomos de Hierro de la cementita han sido sustituidos por átomos de Cromo y su composición límite en esle elemenlo es de 15% en peso. También en los otros carburos mencionados más arriba puede resultar sustituído el Cromo por átomos de Hierro en la correspondiente estructura cristalina -{Cr.Fe)2JC" o (Cr,Fe)¡Cr denominándose, fCSpectivamenle, K t ó K 2 • El porcentaje nuiximo de Fe es de 30% en el carburo K1 y de 55% en el carburo Kl' Los carburos del tipo K2 son más duros (1500 a 1800 HV) que los Kc (1000 a 1250 HV). El diagrama de la figura 1X.36 explicita la solidificación de las aleaciones del sistema Fe-C-Cr, y la fonnación de carburos KI , K2, 1<0;: durante la solidificación. Las aleaciones cuyo contenido en Cromo supera el 35 % (sin alcanzar el 60% Cr) presentan la eutéctica binaria correspondiente a la línea GH de las figuras IX.36 y IX.37 constituida por ferrita delta y carburo K2 . En esta eutéctica, como se desprende de aplicar la regla de los segmentos inversos, la canlidad ponderal de ferrita supera notablemente a la del carburo 1<0;:; y, por cllo, el constituyente matriz de la eutéctica no es éste carburo sino la ferrita delta. Ello justifica que ésta eutéctica, a diferencia de la eutéctica binaria de tipo ledeburítico, resulta mecanizable y más tenaz. Otra eutéctica binaria dcl sistcma fe-C-Cr es la correspondiente a la proyección en planta HK de la figura IX.37. Los conslituyentes de dicha cutéclica son austenita y carburo K2 . La proporción de austenita supera ampliamente a la de carburo, como se deduce de aplicar la regla de los segmentos inversos; y, por tanto, también esta eutéaica es más tenaz que la eutéClica ledeburitica. Los límites de saturación en Carbono de las austenitas con Cromo. así como también las temperaturas de Iransfonnación alotrópica o/y de precipitación de carburos, varian según los porcentajes de Carbono y de Cromo. En ello innuyen, además
CIENCIA E: INGENJERlA. DE
364
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Fig. IX.37. Proyección en plallfo. de las Ilneo.s binarias peritécticas eutéctkas -y de los puntos 0, H, K de peritexia lemaria- correspondientes al diagrama de equilibrio Fe-e-er.
365 DIAGRAMAS TERNARIOS
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Fig. 1X.J8. En tres dimell5ioMS: dominw gamma de las aleaciones Fe-C-Cr. proyecciones del domino gamma. En plan/a: 11/composiciones lerr(/icos. 111 r proyecci6n del dominio gantnla + olla. II1r id id gomniO + carburos.
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366
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
de los efectos del Cromo ya scnalados, el carcicrer glllnmágeno del CarOOIlQ y su posibilidad de formar carburos. Para seguir esas variaciones recuérdcnsc (figura VIIL23) los límites del conslitUYCnlC gamma en el sistema binario Fe-Cl: la tangenle vertical del bucle gamma es 12% el y el límite del bucle alra+gamma es 13%. Pero, cuando se trala de aleaciones Fe-e-Cr, ambos límites se desplazan hacia mayores porcentajes de Cromo a medida
que el carbono aumenta. Al mismo tiempo, como puede verse en planta en la Figura IX.38, al incrementar el Carbono se ensancha también la región de estructuras mixtas alfa + gamma. El mayor ensanchamiento tiene lugar para 0,6% de Carbono. El bucle gamma, es decir la curva límite de las aleaciones ternarias que pueden ser austenizadas plenamente dunwte el calentamiento, presenta su máximo vertical para el contcnido de Cromo 18% (puntos N y N'de la figura IX.38). De modo análogo, cuando el porcentaje de Carbono es 0,6%, el máximo vertical de la región alfa + gamma corresponde 28% de Cromo (punto M', en proyección, de la figura XI.38) Para contenidos cn Cromo superiores al 28 % la aleación ternaria es radicalmente ferrítica. cualquiera que sea el porcentaje de carbono. Por otra parte, según sea el contenido de Carbono, se advierte además una triple influencia del Cromo: sobre los límites de saturación del Carbono en la austenita, sobre los puntos Acm de precipitación de carburos proeutectoides (de tipo cementíti00, J(J, y sobre la composición (y temperaturas) de la transformación eutecloide perlítica. Atendiendo a la primera de aquellas tres virtualidades, cuando el Hierro gamma contiene átomos de Cromo en solución sólida de sustitución (además de Carbono en solución sólida de inserción octaedrica), el contenido máximo de Carbono admitido por esa austenita es inferior a 2,1l% y decrece al aumentar el Cromo. En aleaciones binarias Fe-e, sin nada de Cromo, la saturación de carbono en la austenita se produce, en cambio, para 2,11 % de carbono a la temperatura de 1148 ~. En las aleaciones ternarias Fe-C-Cr, puede observarse que el límite de saturación de carbono en la austenita -punto P de la figura XI.38- se desplaza hacia temperaturas más altas y contenidos menores de Carbono: desde 2,11% de Carbono para 0% de Cromo, hasla el valor 0,6% de Carbono a la temperatura 1250 uC cuando el contenido de Cromo es 18% (punlo N de la figura XI.38). Parece razonablc esa tendencia puesto que el Cromo, por cristalizar en distinto sistema que el Hierro gamma, distorsiona esa estructura; aminora la cantidad máxima de Carbono que puede entrar en solución sólida en esa austenita; y requiere que la temperatura para hacer posible esa saturación sea superior a 11481.'C. Por lo que respecta a contenidos de Carbono de las distintas a/lstenitas euteetoides, y sus temperaturas de transformación perlítica, la evolución para porcentajes crecientes de Cromo puede verse sobre la curva EN de la figura IX.38: al aumentar los contenidos de Cromo el pumo eutcctoide se localiza a temperaturas más altas y
DIAGRAMAS TERNARJOS
367
-si %Cr<15- menores contenidos de Carbono. De hecho. para 12 % de Cromo el eutcctoide contiene solamente 0,.3% C. o resulta sorprendente que la temperatura del euteetoidc varíe de ese modo si se tiene en cuenta que el punto eulectoide es la intersección de los lugares geométriCOS Acm y A J - Por una parte los carburos Ko C(Fe,Crh, son más estables que la cementita, y por tanto precipitarán, desde la austenita, a temperaturas Acm más a/ras que la ccmcntita. Por olro lado el Cromo, para comenidos superiores al 7%, por ser alfágeno, eleva como ya es sabido las temperaturas AJ Las distintas secciones del campo gamma de la Figura 1X.38. -para diferentes comenidos. constantes, de Cromo- pueden verse, proyectadas sobre el plano Temperaturas-Porcentajes de Carbono, en la figura VIlI.24. En ella se aprecian los límites de saturación de Carbono en la austenita para diferentes porcentajes de Cromo; y en ese mismo gráfico se destacan también los "eutectoides pcrlíticos". El campo gamma --<¡uc se va cerrando al aumentar el Cromo-llega a reducirse a un punto, N, para 18% de Cr y 0,6% C.
El desplazamiento del punto eutecloide conlleva que, a veces, un acero de contenido en Carbono menor que 0,77% sea, sin embargo, hipcreutectoide. Tal es el caso, por ejemplo, de la aleación de 0,5% oC y 14% de Cr. Por otra pane el desplazamiento del límite de saturación en Carbono de la austenita hacia contenidos inferiores a 2,11 % oC -por ejemplo para t 2% Cr la saturación está próxima al 0,8% C- justifica que algunos aceros (si se consideran como tales las aleaciones de menos de 2,11% de Carbono) reciban el nombre de "'aceros ledeburíticos". En realidad su solidificación termina con la formación de una eutéctica; por lo que casi podrían ser considerados como "fundiciones blancas",aleadas, de bajo contenido en carbono. Tal ocurre en los aceros rápidos empleados para herramientas de cone con arranque de viruta; como por ejemplo el acero 0,82% C, 5% Mo, 6% W, 1% Y, 4% Cr. Aunque en este acero su carácter ledeburítico es debido sobre todo al Molibdeno (fig. VI1I.21) y al Wolframio. Se denominan aceros rápidos porque, tras temple y revenido a unos 600 QC (ref VIl!.3.1), resultan aptos para arrancar viruta a gran velocidad; sin que el calentamiento que produce el rozamiento de la herramienta (ésta en selVicio puede llegar a alcanzar esos 600 oC) disminuya la alta dureza de la martensita previamente revenida. IX.3.3. Estructura micrográfica y márgenes de composición
Las aleaciones Fe-C-Cr de interés industrial -aceros inoxidables, aceros refractarios y fundiciones blancas altamente aleadas- tienen contenidos inferiores al 40% en peso de Oomo, e inferiores al 4% de Carbono (figura IX.39). Entre otras razones por las altas temperaturas de fusión para altos contenidos de Cromo (ver figura IX.36) y por su baja tenacidad para altos contenidos de Carbono.
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Fig. IX.J9. Mapa para elección de aleaciones Fe-Cr-C.
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369
DIA.GRA.MAS TERNARIOS
La proyección en planta de la perilécLica binaria RH y de las eutécticas binarias GH y HK de la figura IX.36, permiten -desde el punto de vista de la solidificaciónacotar ('léanse también figuras IX.37 y IX.39) tres campos de composiciones:
regi6n a): aleaciones cuya solidificación se inicia con la formación de carburos proeutéeticos K 2• región b): aleaciones que inician su solidificación con la aparición de austenita primaria. región e): aleaciones que comienzan a solidificar con ferrila dcha como cons· tilUyenlc primario.
1X.3.3.] - La región a) está delimitada por las líneas H'G' y H'K' de la Figura IX.39. Las aleaciones de esta región son fundiciones de matriz eutécrica no fedeburftica al término de la solidificación. La culéctica es un agregado de auslenita y carburos K 2 (figura IXAO).
Esa austenita eutéctica, debido a su gran templabilidad, se transforma por enfriamiento al aire en martensita (aunque queda tambien austenita residual debido al bajo valor de la temperatura Ms ). Las aleaciones de esta región son, pues, fundiciolIes blancas martensíticas. IX.].].2 - La región b) está delimitada por las líneas R'H'y H'K'de la figura IX.39. Comprende varios tipos de aleaciones: fundiciones unas de ellas, y aceros -hipoeutectoides o hipereutcctoides- otras.
En esta región las aleaciones
COll
más de 15% de Cromo presentan al término
de la solidificación una estructura de austenita primaria y matriz eutéctica no ledebu-
rftica (constituida, a su vez, ¡:KIr austenita y carburos KV. Ambas austenitas tienen
Fig. lX.40. Carburos proeutecticos K] y matriz eutéctica 110 ledeburítica.
CIENCIA E lNGENIERJA DE MATERIAI.ES
370
Fig. IX.41. Fundición Ni-Hard, 200 X.
Tabla IX,42. Dureza de algunos abrasivos. Constituyentes:
Dureza Vickers
Perlita de alto contenido en Carbono Austenita altamente aleada en Cromo Ortosa (6 en la escala de Mohs)
240-425 350-400 500-600
Martensita de alto contenido en Carbono Cuarzo (7 en la escala de Mosh) Carburos cementíticos Kc Topacio (8 dureza Mosh)
770-800
Carburos K 2
Corindón (9 dureza Mosh) Carburo de Wolframio Carburo de Silicio Diamente (10 dureza Mosh)
800-1000 1060·1240 1300 1500-1800 2000 2400 2500 8000
DIAGRAMAS TERNARIOS
371
gran templabilidad, se Iransforman parcialmente en manensita durante el enfriamiento al aire y el resto no transformado permanece como auslenita residual. En esa misma región, las aleaciones con menos de J5% Cr pero situadas denIro del dominio limitado por la curva ZP' y el límite superior de la zona señalada como "F.Cementito·Pcrlíticas", son también fundiciones y su constiyente primario es la austenita. A diferencia de las que tienen más de 15% e, su matriz eutéctica es de tipo "ledeburítjco" (austenita y carburos Kc). Ambas austcnitas se transforman parcialmente en martcnsita por enfriamiento al aire; y queda también un porcentaje de aUSlenila no transformada. La morfología de estas aleaciones es similar a la de la figura IX.41 (fundición Ni-Hard) Las fundiciones Ni-Hard, de composición 2-3,5 %C, 4% Cr, 3,5-5% Ni, son las más utilizadas en aplicaciones mineras para quebrantaci6n, clasificación y transporte de minerales. Aunque sus caracterÍSticas resultarán insuficientes si el mineral abrasivo es de dureu igual o ligeramente superior al cuarzo (Tabla IX.42): porque ese abrasivo rayará y, por tanto, producin. abrasión no sólo a la marteosita sino también a la cementita y a los carburos Kc, dobles de Hiena y Cromo. frente a aquel tipo de abrasivo cualquier fundición de menos de 15% Cr experimentaña un severo desgaste en servicio. El desgaste sería aún mayor si la fundici6n fuera simplemente cementito perlítica.
El comportamiento en servicio de esas fundiciones manensíticas de la región b), superen O no el 15% er, depende también de las proporciones relativas entre el constituyente primario y la eutéctica; proporciones que, en primera aproximación, pueden determinarse marcando rectas de conjugación en la figura IX.36 (o en su proyección en planta de la figura IX.37). En la región b), para contenidos de Cromo inferiores al 1,5%, se encuentran las fundiciones cementito-perlíticas (fundiciones blancas hipoeutécticas no aleadas o de baja aleación; figuras VUJ.l0 y VIII.13). Su austenita, tanto la proeutéetica como la ledeburítiea, tiene poca templabilidad y al ser enfriada al aire se transforma en perlita (no en martensita). En cambio corresponde a aceros el dominio de composiciones de la región b) situado por debajo de la curva ZP' .Su estructura primaria de solidificación es gamma. Dc cllos son hipereutectoides los limitados por las curvas ZP' y SE'; e hipoeutectoides los otros. La composición de la austenita eutectoide se sitúa sobre la curva M'E'de la figura IX.39. IX.3.3.3 - La región e) corresponde a las aleaciones situadas a la izquierda de las curvas R'H' y H'G' en la figura IX.39. Todas esas aleaciones inician su solidificación formando ferrita delta. Cuando el conlenido de Cromo es alto (zona 11 de la figura 1X.39) y el porcentaje de Carbono es bajo (inferior a 0,1% C) la solidificación termina dando únicamente solución sólida delta; ha desaparecido la fase líquida antes de que puedan producirse las reacciones peritéetica RH o eutéctica GH de la figura IX.36. Esas aleaciones no presentan transformación delta->gamma durante el enfriamiento. Son por tanto aceros ferríticos e inoxidables, por superar al 12% Cr (figura IX.43). Su re frac· tariedad térmica resulta mayor cuanto mayor sea su contenido de Cromo.
CIENCIA E INGEN1ERlA DE MATERJALES
372
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En la misma ZfJna 11 las aleaciones cuyo porcentaje de Carbono es alto, del orden de 1% e, tienen como constituyente primario la ferrita delta; y, además, un constituyente matriz cutéctico formado por carburos y gran proporción de ferrita dclta. Sonfundicionesferríticas ("inoxidables" y refractarias) ya que el constituyente delta no se transforma alotrópicamente durante el enfriamiento.
En cambio son aceros las aleaciones comprendidas dentro del recinto de la región e) limitado por los ejes de coordenadas y las curvas M'12 y M'Z. De esos aceros unos son hipoeUlectoides y otros hipereulcctoides; presentan transformación eutectoide de su austenita si el enfriamiento es de equilibrio. Tanto unos como otros, si tienen más de J2% Cr, son inoxidables; y por la posibilidad de transformar su austenita en martensita se designan como aceros inoxidables martensíticos. Todo lo señalado a 10 largo de este apartado 1X.3 se refiere solamente a las aleaciones ternarias Fe-C-Cr. Obviamente la adicción complementaria de otros elementos, por ejemplo gammágemos, tales como el Níquel, en cantidad suficiente, modifica los puntos críticos del diagrama ternario Fe-C-Cr; e incluso puede llegar a suprimir las transfonnaciones de la austenita en estado sólido. Tal es el caso de los aceros inoxidables (Fe-C-Cr-Ni) austeníticos y austenoferríticos.
IX.4 SISTEMA TERNARIO Si02 'AI20 3 ,CaO En el apartado IV.l se indicaba que no basta una simple reunión de cuerpos para que su conjunto pueda ser considerado como un sistema. Se señalaban también las condiciones teóricas que deben cumplirse para que varias fases formen un sistema en equilibrio y, en consecuencia, pueda ser aplicada la ley de Gibbs. En ese mismo
»
373
DlA.GRAMAS TERNAR/OS
apartado se definían como componen/es de u.n sistema el número minimo de compuestos químicos que pueden establecer todas las relaciones de equilibrio (ecuacio·
nes) del sistema. Tal ocurre, por ejemplo, en el sistema ternario de equilibrio que tiene por componentes SiOz. AI 20). CaD. Pertenecen a esle sistema SiOz-AJ z0 3-CaO una gran variedad de cerámicas técnicas de gran consumo (figura IX.44): vidrios, ladrillos, tejas, bovedillas, refractarios silicoaluminosos, refractarios aluminosos y de alúmina, refractarios básicos, refracta· rios siliciosos, cementos, ele. Refractarios siliciosos
Vidrios
1\1._--
Ladrillos, tejas, lozas
",-_-Porcelanas Escorias de horno aho
Cemento Portland
J
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Rd"etarios siliooaluminosos y aluminosos
Refractarios de Mullita Rdraetarios de Alúmina
c.o (2570 "C) Fig. IX.44. Composiciones de diversos proouclOs. El diagrama ternario SiOr AI 20)-CaO se emplea también en procesos de obtención de materiales metálicos a partir de mineral o de chatarras. En el caso de los aceros, por ejemplo, es útil (rer. IX.4.6) para la elección de escorias y refractarios en el proceso siderúrgico.
IX.4.1. Refractariedad. Resistencia al choque térmico La conductividad térmica de las cerámicas es baja. Funden a temperaturas más altas que la mayor parte de los metales (rer Tablas 0.8 y 1.13). Incluso sin llegar a fundir pueden soportar altas temperaturas sin ablandamiento. Todo ello justifica el empleo industrial de las cerámicas como materiales refractarios.
Para los refractarios estructura/es suelen requerirse temperaturas sin reblandecimiento superiores a 1350 ve.
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ClENCIA E INGENIERlA DE,\fA. TERlALES
Esas temperaturas se determinan por ensayo comparativo entre unos conos de dimensiones estandarizadas, elaborados con la cerámica en cuestión, y otros patrones cuyo ablandamiento se OJnoce (conos Seager). Denominándose temperatura de reblandecimiento aquella a la que, fluyendo el cono, su vénice llega a alcanzar la base.
Otras propiedades determinantes de la elección de un material refractario -además de su resistencia a la abrasión, la permeabilidad y las características mecánicas a la temperatura de servicio- son su resistencia al choque térmico y su comportamiento químico. La resislencia al choque térmico puede evaluarse por simple inmersión en agua fría tras calentamiento del material a temperalUras crecientes. La máxima temperatura Te a que puede caJenlarse la cerámica sin que por ello se agriete al ser enfriada en agua mide su resistencia al choque ténnico. Esa temperatura Te depende de la carga de rotura a tracción del material (RaJ, de su rigidez (módulo de Young E) y de su coeficiente de dilatación lineal 0..
En efecto, al introducir en agua el material calentado hasta Tola superficie tiende a contraerse linealmente en una cuantía 6 JI I igual a a(fe-T a ) si la temperatura del agua es T a; es decir, igual a a.Te si la temperatura del agua es de O oc. La masa interior del material, muy caliente aún, tiende a impedir esa deformación de la superficie sometiendo ésta a una tracción elástica. Si el material tiene de módulo de Young E ello supondrá una carga de tracción en la superficie igual a E. 6111. Si este producto resulta mayor que la Rm del material, su superficie romperá. Por tanto se producirá agrietamiento superficial si se sumerge en agua a O oC una cerámica calentada previamente hasta una temperatura Te que supere el valor Rm:a.E. En definiliva, al comparar la resistencia al choque térmico de materiales cerámicos cuyas características sean similares en lo que se refiere a Rm Y E, resultarán más agrietables aquellos cuyo coe/icieme a de dilatación sea mayor. IX.4.2. Cerámicas ácidas y cerámicas básicas. El comportamiento químico suele ser un factor decisivo en la elección de materiales, para descartar detenninados refractarios cuando han de estar en contacto con otros materiales sólidos, fundidos, o gases. Así por ejemplo, los ladrillos refractarios que revisten un horno no pueden tener carácter ácido si han de estar en contacto con fundidos o escorias básicas. Atendiendo a su resistencia al ataque químico las cerámicas del sistema ternario Si02-AI203-CaO suelen c:Iasificarse- habida cuenta de los caracteres ácido de la sílice y básico del Cao-, en básicas, ácidas o neutras según que la relación, 1, igual a %Cao I %Si~ sea mayor, menor, o igual a la unidad. De acuerdo con la definición de ese índice 1, si se trazara desde el vértice correspondiente a 100% AJ 203 la altura sobre el lado opuesto del triángulo equilátero planta del diagrama temario de la figura 1X.44, todos los puntos de esa altura corresponderán a composiciones neutras (recuérdese IX.I.I).
375
DLAGRAMAS TERNARIOS
Por tanto serán ácidas las composiciones situadas en la región comprendida entre esa línea (la altura) y el vértice lOü%SiO z. Por ejemplo: los vidrios, ¡as tejas, ¡as bovedillas, las lozas, las porcelanas, los refractarios silicoaluminosos, ctc. En cambio son básicas las escorias de horno alto, los refractarios de dolomía (CaD, MgO) y el cemento Portland. A veces se toman como índice de basicidad, 1, los cocientes (por la asociación de CaD y MgO en los refractarios de CaD): % CaD
o bien
% CaO+%MgO
%SiOz+%AIZO)
u otras relaciones, ya que las cerámicas técnicas suelen contener óxidos varios además de los
citados. Conviene señalar que, en algunos casos, por el carácter anf6tero del AlZO) éste deberá
figurar en el numerador de esos cocientes; por ejemplo cuando las cantidades de óxidos ácidos son grandes, puesto que en ese caso el Al Z03 se comportará como óxido básico. IX.4.3 Los componentes simples Si02• A1 20 3 • CaO.
IX.4.3.1. La sílice cristalina En estado líquido la molécula de sílice adopta la forma de tetredros unidos entre sí por los vértices, a modo de macromoléculas sin orden alguno de largo alcance (figura IX.45). En cada tetraedro, constituído por un átomo de silicio en el centro y un átomo de oxígeno en cada vértice, los átomos de Oxígeno quedan con un electrón de valencia apto para unirse covalentemente al átomo de Silicio de otro tetraedro. Por tanto cada tetraedro puede dar lugar a esqueletos aniónicos complejos --en
s;
Fig. IX.4S. Sí/ice líquida.
CIENCJA E lJto'GENIERlA DE MA. TERLtLES
376
una, dos. o tres dimensiones- en los que cada álomo de Oxígeno resulta común solamente a dos vértices de telreadro. La temperatura de solidificación de la Sílice es 1723 lIe, si el enfriamiento del fundido se realiza tan lentamente que el líquido pueda ceder su calor latente de soli· dificación. Con ese enfriamiento suficientemente lenlo las moléculas de más movilidad se van organizando para alcanzar posiciones de menor energía; y va teniendo lugar la cristalización por un mecanismo de nucleación y crecimiento similar al expuesto en 11.3 (curvas "C'). El estado sólido cristalino de esa sílice es un agrupamiento tridimensional de lelredros con orden de largo alcance denominado cristoba· lita. Al pasar del estado líquido a eristobalita se produce una contracción análoga al rechupc por solidificación de metales fundidos.
La cristobalita puede a su vez transformarse mediante enfriamiento de equilibrio, por debajo de 1470 oc, por nucleación y crecimiento (curvas T.T.T. en estado sólido), en otra variedad cristalina de la sílice denominada tridimita. Desde 867 l/C -requiriendo también para ello enfriamientos de equilibrio- la tridimita se transforma en cuarzo; que es la variedad cristalina termodinámicamente estable por debajo de esa temperatura. Esas dos transformaciones en estado sólido son tan lentas que prácticamente no lienen lugar si no existe una acción nucleante heterogénea proporcionada por "minerafizadores" tales como CaO y FeO. Incluso en este caso las transformaciones se realizan con gran lentitud. Por ello, a la temperatura ambiente, en una sílice crista· lina suele haber conjuntamente cristobalita, tridimita y cuarzo en diversa proporción según haya sido el enfriamiento. En estado sólido, cristalino, los calentamientos y enfriamientos producirán nuevas variaciones en esos tres tipos de Sílice, modificándose sus dimensiones y, por tanto, la densidad del conjunto. De hecho, la densidad proporciona una orientación sobre el grado de transformación. La densidad de la cristobalita es 2,33; la de la tridi· mita 2,27 y la del cuarzo 2,65. Precisamente esas diferencias de del;~idad exigen que los calentamientos de una mezcla de esas variedades cristalinas haya de efectuarse lentamente para evitar agrietamientos. La transformación del cuarzo en tridimita por calentamiento supone, por ejemplo, un notable aumento de volumen. LXA.3.2. Vidrios de sf/ice La sílice en estado liquido presenta gran viscosidad. La difusividad en estado líquido es pequeña y, como ya se ha indicado, se requieren enfriamientos muy lentos para JX>der formar los cristales tridimensionales de cristobalila. Dicho de aIro modo, la curva "C' de solidificación (rer fig 1I.13) está muy alejada del origen de tiempos y por elJo es frecuente que el enfriamiento produzca solamente un "pseudo sólido" vítreo, no cristalino, que no ha cedido su calor latente (rer. lA y 11.4.1). Con anterioridad se ha comentado también el estado vítreo a propósito de los metales. Conviene señalar que, además de vidrios metálicos y de vidrios orgánicos (v.gr. los carame·
377
DiAGRAMAS TERNARIOS
los), existen - entre los inorgánicos- no sólo el vidrio de sílice sino un gran número de vidrios cuya gama de propiedades funcionales es muy amplia: esmaltes, vidrios de $, de Se, de F2B, de CILi, de ClzZn, de ácido bórico, de bisulfato potásico, de silicatos, etc. Para facilitar la obtención de sílice en estado vítreo -vidrio de ventanas,bombillas, botellas, espejos, etc- suelen adicionarse compuestos denominados "modificadores de red", tales como NazO, KzO, Cao, MgO, PbO, etc. que actúan como fundentes disminuyendo la temperatura de fusión de la Sílicc natura!. Lo cual es económicamente ventajoso ya que para fabricar vidrio habría que fundir previamente la arena por encima de 1723 oC. Además, y por eso se llaman modificadores de red, se insertan entre las cadenas moleculares del líquido (figura LX.4ó) debilitando las acciones intennoleculares y facilitando el estado vítreo.
o
Na'
•
Si-4
o 0- 2
Fig. IX.46. Efecto de los modificadores de red. Los vidrios ordinarios, sodicálcicos, son los más baratos. Para obtener vidrios especiales suelen incorporarse, además, otros elementos. Vgr. Aluminio (para mejorar la resistencia química), Boro (para disminuir el coeficiente de dilatación), Pb (para mejorar el índice de refracción ), etc.
En esa Sílice vítrea hay un cierto orden en las cadenas de moléculas pero no se ha logrado el enlace tridimensional ordenado entre las cadenas, ni hay juntas de grano. Por tanto ese vidrio silíceo, al ser calentado de modo continuo no funde; no tiene propiamente temperatura de fusión. Va experimentando simplemente un ablandamiento continuo con la temperatura hasta adoptar la fonna líquida antes de alcanzar 1723 oc. Y si alcanzara esa temperatura no se manifestaría el cambio de volumen sólido-líquido (recíproco del rechupe) que se produce al fundir la cristobalita. A veces, obtenido ya un objeto de vidrio, suele calentarse desde la temperatura ambiente hasta temperaturas que, sin llegar a ablandarlo -se considera alcanzado el umbral de ablandamiento cuando la viscosidad alcanza 10 13 paises-, permitan la liberación de tensiones. Ese tratamiento se denomina "recocido" y consigue que el vidrio sea menos frágil al choque. Pero esa permanencia a temperatura no debe pro-
378
CIENCIA E' INGENIERJA DE MATERlALES
longarse. La masa empezaría a desvitrificarsc por formación de pequeños cristales (Tef. curvas "e" de solidificación). La desvitrificación va acompañada de pérdida de transparencia del vidrio. La transparencia se debe a la ausencia de impurezas, pero sobre todo a la inexistencia de juntas de grano. Estas sí existen, en cambio, en el estado cristalino; por eso el cuarzo es translúcido. Por esa misma razÓn la fibra óptica -sílice de gran pureza (una parte por billón de impurezas) y 100% v(trea- tiene una extraordinaria transparencia. Una ventana de fibra óptica de 5Km de espesor resultaría tan transparente como una ventana corriente. Por eso la fibra
óptica se emplea para enviar por su interior un haz luminoso a grandes distancias sin pérdida de intensidad. El coeficiente de expansión térmica del vidrio es menor que el de las variedades cristalinas. En cuanto a comportamiento mecánico, el vidrio dc sílice es bastante resistente a tracción; aunque por experiencia pudiera parecer 10 contrario debido a la acción de las múltiples microentallas superficiales del vidrio ordinario en botellas, varillas, etc. Su resistcncia a la tracción puede aumentarse si se mejora el estado superficial: bien por redisolución de esas microentallas, o generando tensiones de compresión periféricas obtenidas por enfriamiento ("temple" del vidrio), o por sellado con lubricantes orgánicos como silicona, etc.
IX.4.3.3. La alúmina, Afl 03. Refractarios de alúmina
•
Su mineral natural es el corindón. Pero, comercialmente, la alúmina se obtiene en la industria a partir de la bauxita, integrada por una mezcla de hidróxidos de Aluminio: fundamentalmente gibbsita-AI(OHh-, junto con alfa y gamma AlO(OH) (bohemita y diásporo). Después de un proceso (Bayer) se obtiene, a partir de las bauxitas, el hidrato A1(OHh en forma de cristales aglomerados. Estos se calcinan luego a alta temperatura, entre 9OO~C y 1200 \!C, para obtener la alúmina.
Los refractarios de alúmina se obtienen por electrofusión de ésta. La alúmina solidifica a 2020 ~c. Además de su alta temperatura de fusión son propiedades significativas de la alúmina su carácter anfórero, elevada resistencia al desgaste por erosión y bajo coeficiente de dilatación lineal. Precisamente ésta característica justifica la buena resistencia al choque térmico de los refractarios de alúmina. Son refractarios caros. Se utilizan ampliamente en la industria por su buen comportamiento en servicio a muy altas temperaturas --del orden de 1840 oC para alúminas con menos de 13% SiOr y en condiciones severas de erosión mecánica. Por su carácter anfófero los refractarios de alúmina no dcben usarse frente a escorias fuertemente básicas que los atacarían formando aluminatos (de Ca, por ejemplo). Tampoco pueden estar en contacto con fundidos ácidos.
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DIAGRAMAS TERNARIOS
1X.4.3.4. La cal, CaO
La cal suele obtenerse por descomposición de la caliza CaCO). Al óxido de calcio así obtenido por calcinación del carbonato se le denomina cal viva. Esta se hidrata con gran facilidad a temperatura ambiente y ello es el fundamento de los mor· teros de cal. Para ello se hace reaccionar la cal viva con agua y se forma el hidróxido Ca(OHh, o cal apagada. Esta -mezclada con arena y agua- se endurece al aire, por el COz, formando un aglomerado de carbonato cálcico. Pero precisamente esa capacidad higroscópica del CaO es un inconveniente para su almacenamiento y para el empleo como revestimiento refractario de hornos. La cal funde a 2570 QC. En la naturaleza suele estar asociada a la magnesia (MgO). Las soluciones sólidas de MgO en CaO reciben el nombre de limas ("limestone") y las soluciones de CaO en MgO se denominan periclasas. Los límites respectivos de solubilidad pueden verse en el diagrama de la figura IX.47.
L
"MgO
c,o Fig. IX.47. Sistema MgO-CaO
La magnesia pura, MgO, funde a 2800 oc. Su densidad -3,5-, supera a la de la Sílice, y a la de cal (de densidad 3). Se obtiene a partir de la magnesita (MgCO) o bien a partir del Mg(OHh del agua de mar. A diferencia de la cal, la magnesia una vez calcinada pierde su capacidad de hidratación y puede ser almacenada sin dificultad. El carácter químico de la magnesia -al igual que el de la cal- es básico; y con la cal se emplea para fabricar ese tipo dc refractarios (ref.lX.4.6.2).
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
380
La magnesia tiene un coeficiente de dilatación lineal alto y. por ello, resiste mal al choque térmico.
IX.4.4. El diagrama binario Si02-AI203 Los componentes Si02 y AlzO) forman un sistema binario cuyas fases de equilibrio para diversas temperaturas, a la presión atmosférica, se indican en el diagrama de la figura IX.48.
867 o Si0 2
'll
20
30
e ~
50
110
ro
lO
110 100
Alzo)
Fig. IX.48. Diagrama SiOrAlzO). Obsérvese que la única fase intermedia de este sistema -además de las terminales Si02 y AlzOr es la denominada mullÍ/a; silicato de fórmula 3A120 3,2SiOz ' En rcalidad la mullita presenta un rango de composición porque puede famar solución sólida con SiOz o AlzO)_ Por ello su composición no es exactamente del 75% AlzO), Y su temperatura de fusión está comprendida entre 184()1lC y 1900 ~C dependiendo de las cantidades existentes en solución sólida respecto a aquella composición estequiométrica.
IX.4.4.I. Refractarios de mu//ira (75% A/fh)
La mullita policristalina está conslituída por granos de una estructura cristalina compleja formada por asociación de unidades tetraedrales tipo (similares a las de la sílice). La mullita tiene coeficiente de dilatación lineal menor que la alúmina; y por tanto resulta muy resistente al choque térmico (especialmente desde temperaturas Te del orden de 1OCIO ~C). Es un refractario ácido y se emplea para bóvedas de hornos eléctricos, hornos de inducción de baja frecuencia, y en la industria del vidrio. La mullita puede obtenerse por electrofusión a partir de una mezcla de 75% de Alúmina y 25% de Sílice a unos 1900 ~C, enfriando luego lentamente ese fundido para obtener estructura cristalina, no vítrea. Pero no es necesario llegar a a la fusión para poder obtener mullita; puede también lograrse por sinterización a alta tempera-
381
DIAGRAMAS TERNARIOS
lura. Al ir calentando esa mezcla de 75125 se van produciendo en estado sólido algunas reacciones irreversibles entre la sílice y la alúmina, por reorganización de tetraedros y sustituciones de Si por Al, tendentes a dar finalmente la fase de equilibrio mullita. Existen varios procedimientos para obtener refractarios de mullita 100% cuya enumeración estaría aquí fuera de lugar.
IX.4.4.2. Refractarios aluminosos (46% < % AlflJ < 72%) y cerdmicas si/icoaJuminosas(%AIIJJ < 46 %)
Los yacimientos de mullila en estado nalUra! son poco frecuentes (a excepción de los de la isla Mull, en Inglaterra). Hay, en cambio, varios minerales compuestos por SiOz y A1 z03 -silicatos-, que se encuentran en estado natural y no son fases estables del sistema Si0 2-AJ Z0 3. Por ejemplo, entre airas, con menos de 72% AlZO), las silimanitas (de fónnula A1zSiOs , es decir AlZO).SiO z, Yestructura cristalina muy similar a la mullita). Y con menos de 46% AlzO) las arcillas. Tanto las silimanitas como las arcillas, al ser calentadas a temperaturas menores que las precisas para su fusión, tienden a evolucionar para dar las fases de equilibrio SiOz y mullita. Por ese procedimiento, denominado cocción, pueden obtenerse productos cerámicos diversos. En cada caso la cantidad de mullita obtenida finalmente dependerá de la temperatura de cocción y del tiempo de pennanencia a esa temperatura. Para un detenninado mineral la cantidad máxima de mullita que puede lograrse depende de la proporción Al zOy'(A1 z0)+ SiO:z) en ese mineral; y en función de ese porcentaje total de Alza) puede calcularse aplicando la regla de los segmentos inversas en el diagrama de la figura IX.48. Por consiguiente, con una adecuada cocción la cantidad máxima de muUita en la cerámica aumenta con el % Alp) del mineral; y con ello aumenta también el carácter refractario de esa cerámica. Según los porcentajes de Alza) los materiaJes cerámicos de este sistema suelen clasificarse en: aluminosos (entre 46 y 72% de AlzO)) y silicoaluminosos (% AlzO) <
46%). 1X.4.4.2.J.
Refractario~'
aluminosos
Se denominan aluminosos los refractarios obtenidos por cocción a partir de una mezcla de arcillas con silimanita o bauxita para que la composición promedia en Alza) está comprendida entre 46 y 72 %. Los obtenidos a partir de mezclas de silimanita y arciUas se denominan refractarios de silimanita y tienen porcentajes de A1j)) inferiores a los obtenidos por mezcla de ballXita y arcillas (refractarios de baux;'a).
Los obtenidos a partir de bauxitas son más refractarios y resistentes que los obtenidos a partir de silimanita. Y éstos, a su vez, superan a los silicoaluminosos.
382
CIENCIA E INGENJERlA DE MATERIALES
IXA.4.2.2. Cerámicas silicoaluminosas
Reciben el nombre de silicoaluminosos los refractarios obtenidos exclusivamente a partir de arcillas cuyo contenido en AlZO) supere al 30%. El porccmaje de AlZO) en las arcillas comunes no llega a alcanzar el 25% (las más pobres se denominan arcillas magras). Si superan el 30% de AlZO) se denominan arcillas refractarias. Las arcillas comprenden dos grupos primarios: los caolines, de fórmula empírica AI 1Si z05(OH)4' y las montmorillonitas, derivadas de la pirofilita que tiene por fórmula Al 1Si 40 lO (OH}z. Los caolines incluyen minerales tales como la cao/inita, nacrita, dickita y halloysila; de los cuales el más importante es la caolinita (46% de AlZO)). Algunas arcillas son
similares a las micas -por ejemplo la Hita, 3.Si02. A1 203- o proceden de éstas por pérdida de álcalis y ganancia de agua; por ejemplo las vcrmiculilas. Las arcillas pertenecen al grupo de los filosilicatos o silicatos laminares. En ellos su unidad estructural fundamental -el tetraedro de la figura IX.45 --comparte tres oxígenos con otros tantos tetraedros dejando un sólo oxígeno sin compartir (ver figura IX.49). Ello justifica la facilidad de exfoliación de las arcillas, en dos direcciones, entre las láminas aniónicas. Explica también su aptitud para incorporar moléculas de agua u otros compuestos polares sencillos. Y, en definitiva, la plasticidad que presentan las arcillas al añadirles agua; lo que permite su conformado en formas variadas.
Fig. IX.49. Filosicatos (arcillas, micas, talco, bentonitas, etc). Por calentamiento hasta 200 QC pierden el agua de hidratación, con lo que disminuyen de peso y plasticidad al tiempo que aumentan de dureza; la masa endurecida puede incluso molerse para obtener polvo. Pero ese proceso es reversible: al añadir agua se recupera la plasticidad. El secado de arcillas a temperaturas comprendidas entre 100 QC y 150 QC se utiliza para obtener ladrillos de adobe y tapiales. Entre 500 I.'C y 800 I.'C la arcilla pierde irreversiblemente su agua de cristalización; y a partir de esas temperaturas comienza la transformación estructural de las arcillas. Por ejemplo, a 1100 QC, la pirofilita se convierte en mullita y vidrio.
DIAGRAMAS TERNARIOS
383
Si se calientan a unos 1200 oC se produce una masa vítrea de silicatos (casi la mitad del total) y los dos constituyentes cristalinos de equilibrio del sistema Si0zAl 20): mu//ita y cristobalira. La fase vítrea viscosa que acompaña a las dos cristalinas produce una disminución de la porosidad y un aumento de la densidad; que se acusan más cuanto mayor sea la permanencia a esa temperatura. Por pennanencia muy prolongada a 1200 oC, o más corta a 1400 oC, pueden llegarse a obtener porosidades de 0,5%. Como es lógico la porosidad depende también de otros factores tales como granulometría de las pastas utilizadas, proceso seguido para el conformado, presión aplicada, etc. Los refractarios silicoaluminosos suelen clasificarse en cinco tipos de refractariedad creciente: de 30 a 33% de AI 20), de 33 a 37%, de 37 a 40%, de 40 a 42% y de 42 a 46% (que es el máximo porcentaje de Al 20) en la arcillas, y corresponde a la arcilla blanca caolinita). Los ladrillos de 32% A1 20) pueden utilizarse hasta temperaturas de 1250 oc. Los de 42-46% -si están bien cocidos y no son porosos- se emplean para revestimiento de los hornos altos (1350 oC).
La refractariedad de las arcillas naturales se ve afectada negativamente por su contenido en óxidos de hierro y metales alcalinos, que actúan como fundentes (abajando la temperatura máxima que pueden resistir sin fundir). Los refractarios siJicoaluminosos se denominan a veces ladrillos de chamota. Esto hace referencia al producto denominado "chamota" obtenido por trituración de ladrillos silicoaluminosos provenientes de derribos de hornos. Se añade a la mezcla de arcillas, como elemento inerte, para evitar el agrietamiento por contracción que experimenta la arcilla al transformarse entre 1000 y 1200 oc. Los refractarios silicoaluminosos, por ser ácidos, no pueden estar en contacto con fundidos de carácter básico. Tienen una aceptable resistencia al choque térmico (menor que los de mullita y que los de alúmina) y se utilizan para revestimientos de hornos de calentamiento en laminación y forja, para hornos de tratamiento térmico, para revestimientos de cucharas, etc. Son los refractarios más baratos. Además de los refractarios silicoaluminosos pertenecen también al sistema SiOz-Al 203 otras cerámicas: las lozas y las porcelanas. Se obtienen a partir de una mezcla de arcillas y fundentes o "flujos". Estos tienen por finalidad (figura IX.50) abajar las temperaturas a las que puede obtenerse fases líquida, o vítrea, durante la cocción. Las lozas dependen del tipo de arcilla empleada y del proceso seguido en la elaboración. Suelen ser muy porosas; en algunos casos su porosidad alcanza el 20% (loza de barro). Puede mejorarse su densidad mediante prensados a máquina. en seco, seguidos de cocción a más alta temperatura o con mayores tiempos de permanencia (loza de piedra). Habitualmente las lozas suelen recubrirse de mezclas que a la temperatura de cocción proporcionen una estructura periférica vítrea y, por lanto, una mayor impermeabilidad del producto (Vg. azulejos).
384
C1ENCfA E /NGENlERlA DE MA TERJALES
Sílice
Porcelana dura
Azu1t!jos, baldosas
Porcelana dental
Mullita
Fig.IX.SO. Sistema Si/ice O.-Mullita-Leucita (Kingery) Las porcelanas, o "cerámicas blancas", se utilizan ampliamente en las industrias quimica, eléctrica y sanitaria. Las temperaturas de cocción -superiores a 1000 Q- son más altas que las utilizadas para ladrillos de construcción, tejas, bovedillas, azulejos, lozas, azulejos, etc. (para la porcelana de pasta dura suelen emplearse 1450 oC). Como materia prima para la obtención de porcelanas se utilizan arcillas de alto contenido en AlZO) (V.gr. caolinita); y como fundentes se utilizan óxidos de Na, K, Li; o feldespatos: ortoclasa (KAlSi30S)' albita (NaAlSi3üS). anortita (CaAI2Si2ü8)' o nefelina sienita (Na(A1Si)04)-albita -ortoclasa.
IX.4.S. El diagrama binario Si02·CaO En la figura IX.::?1 puede verse el diagrama binario Si02-CaO. Entre las fases estables intermedias del sistema hay varios compuestos: - CaD.SiD2, que prescnta dos varicdades cristalinas: Wollastonita (a temperaturas inferiores a 1125 oC) y Pseudowollastonita a temperaturas superiores. La temperatura de fusión del SiD3Ca es 1544 oc. - 3CaO.2Si02' que recibe el nombre de Rankinita, estable hasta la temperatura de 1464 oc. - 2CaO.Si02• denominado Larmita, cuya temperatura de fusión es 2130 oc. - 3CaO.Si02, denominado Alita, no estable para temperaturas inferiores a 1250 oC
DIAGRAMAS TERNARIOS
385
... ...2 570 D
,,
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2070°
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2130"
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L--""'"
1705-
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/ 1470"
1436"
12500
1125-
867 o
725°
V3COO.2S;02
2COO.\
c.O
V Fig. rX.51. Sistema SiOrCaO • Transfonnaciones: SiO]:a Cuano ~ Tridymita CrislobaJila. SiOJCa: Wollastonita {J!..!l,í:. Pseudowollaslonira a
14W
Si04 Ca 2: ySi04 Ca¡ ~ a' Si0 4 Co]
!..!!E a SiO"Ca]
,7230
CIENCIA. E INGENIERlA DE MATEIUALES
386
1X.4.5. J. Refracrarios si/iciosos
Están compuestos casi exclusivamente por Si02 -más del 95%- y, en consecuencia, tienen carácler químico muy ácido. Estos refractarios suelen obtenerse a partir de una mezcla de granos de cuarLO con una pequeña cantidad de CaD (de 1,5 a 2%) que, por cocción a 1475 oC (ver diagrama de la figura IX.51) permite sinterizar en fase líquida los granos de Si02 y proporciona un producto compacto. Complementariamente el CaD actúa como "mineralizador" y favorece dumntc la cocción, acelerándolas, las transformaciones del cuarzo a tridimita y criSlobalita. Al término de la fabricación Jos ladrillos lienen menor densidad -mayor volurnel}- que antes de la cocción. Conlienen aproximadamente 5% de cuarzo y 95% --casi en partes iguales-- de tridimita y cristobalita. El coeficiente de expansión ténnica de estos refractarios entre la temperatura ambiente y 500 oC es muy aJto (y muy superior al de la sílice vítrea). Por eso conviene que la elevación de temperatura sea muy lenta hasta alcanzar los 500 oc. Por otra parte los constituyentes de los refractarios siliciosos pueden variar ampliamente con el uso. Las transformaciones alotrópicas de la Sílice -rer. IXA.3.1van siempre acompañadas de cambios dimensionales importantes. En sucesivos calentamientos y enfriamientos aumenta la proporción de Iridi~ mita. Un ladrillo "mal cocido" --<:00 grandes proporciones de cuarzo- podría dar lugar, una vez proyectado y montado ya el horno, al cabo del tiempo a alta tempera~ lura, a peligrosas roturas o agrietamientos en servicio. La calidad refractaria de los siliciosos supera a la de los silicoaluminosos -pueden utilizarse a temperaturas más altas--, pero por su carácter fuertemente ácido tampoco pueden estar en contacto con fundidos básicos. Su empleo en la elaboración de acero -importante en la primerd mitad de este siglo para los hornos Siemens-- apenas presenta interés actualmente puesto que se utilizan escorias básicas. Se utilizan como e/emenros arquitecturales refractarios para bóvedas de hornos eléctricos, para cámaras de hornos de coque, para estufas Cowper, para chimeneas y salidas de gases, etc. Debido a su composición los refractarios siliciosos empiezan a fundir en servi~ cio cuando se superan los 1436 oC (ver diagrama de la figura IX.51). Pero dado que este deterioro afecta sólo a las zonas periféricas del ladrillo y que, por su refractariedad, el resto permanece a temperaturas menores, el conjunto mantiene compacidad suficiente para aguantar temperaturas de trabajo de hasta 16 oc. Además mantienen buena resistencia a compresión bajo carga de 2Kglcm2 (ensayo T ~ hasta esas altas temperaturas.
387
DIAGRAMAS TERNARIOS
IX.4.6. El sistema ternario obtención de aceros.
Si02-AI~3-CaO.Escorias
y refractarios para la
Los diagramas binarios de las figuras IX.48, IX.51, IX.52 determinan los Iími· tes del diagrama ternario SiOrAlzOrCaO. En la figura IX.53 pueden verse en planta las proyecciones de las napas de líquidus, los puntos máximos de este diagrama ternario, las trayectorias de las eutécticas binarias y las reacciones invariantes eutécticas y peritécticas ternarias.
...
,,,o , ,,
,
,,
,/'~ , ~~f,;f,l~~/ 15e5 1150
,
1535
"'"
1
2
1 ) CaO.AlZO) Z 12CaO.7AIZO)
3 CaO.Al Z0 3 4 CaO.ZAIZ03 5 CaO.6Al Z0 3
3
..
,
..,.,
Fig. IX.52. Sistema CaD-AlZO] IX4.6.1. Escorias básicas. La escoria tiene por objetivo principal eliminar por fusión la ganga que acompaña siempre a la mena. Para ello se adiciona a la ganga -generalmente mezcla ácida de los tres componentes SiOz, Al z0 3, CaO-- una mezcla fundente básica que, disminuyendo la temperatura necesaria para fundir la ganga, permita su eliminación en forma de una escoria de composición determinada. Para detenninar la composicón de la mezcla fundente y la composición de la escoria es útil la representación de Roozebum (IX.I.I.). Pueden situarse sobre la planta del diagrama ternario los puntos correspondientes a la composición de la ganga. la composición de la escoria deseada (para que su fusión tenga lugar a una cierta temperatura) y la composición de la mezcla fundente elegida. Conocido el peso de la ganga puede determinarse en primera aproximación- aplicando la regla de los segmentos inversos- el peso requerido de esa mezcla fundente para eliminar la totalidad de la ganga y obtener aquella escoria. La carga fundente se compone de varias adiciones o " flujos". Unos tienen carácter básico; como el C03Ca, las dolomitas y las limas. Otros son neulros, como el espato de flúor
CIENCJA E INGEN1ERIA DE MATERIALES
386
1123
Si02
o m4.ximos • eutécticas invariantes x peritécticas invariantes
1545'
Gtblenita (~) 1593'0
1522'
"J!~J1"';;;;:-i1li'",\llOO' 1335'1
:::::::,
1398'
C1A(IS3S')
1""7(1 S')
1595' C.f(~')
Fig. IX.53. Sistema CaO-SiOz-AI20]> (81% CaFz, 5% Sia 2, 1% AlZO) Y FcZ03' 1%5, reslo CaQ)3) cuyo ingrediente activo es el fluoruro de calcio. A veces, raramente, se empican también flujos ácidos, como SiO z• para neutralizar el exceso de flujos básiC
La composición elegida para la escoria debe ser tal que su temperatura de fusión sea baja. Aunque siempre superior a la temperatura de colada del arrabio, a fin de que flote sobre éste con suficiente fluidez y se eviten los atascos al colar. La composición de la escoria a obtener en horno alto puede varíar entre límites amplios como puede verse en la figura IX.44. Una composición representativa es: 35%SiOz, 40%CaO, 10% MgO, 10 %AlzO), 4%SCa, 1%FeO. Las escorias de horno allo enfriadas al aire y trituradas se emplean para firmes de autopista en sustitución de la piedra caliza. En forma granulada y vítrea, obtenida por enfriamiento en agua, se aprovechan como materia prima en la elaboración de cemento. El cemento (denominado Portland por su coloración gris, similar a las rocas de esa localidad), es un material de caracler básico -de componentes fundamentales caliza y arcilla- que se sinteriza en hornos tubulares a unos 1500 oC para obtener "clinquer". Este es un granulado oscuro, de diámetro
DlAGRAMAS TERNItRJOS
389
variable desde unos mm a unos cm, que es enfriado rápidamente, molido, y al que se adictana yeso pal1l evitar fraguados prematuros. Al adicionar agua forma una pasta que endurece (fraguado), por formación de silicatos y aluminatos cálcicos hidralados
Además de la fusibilidad de las escorias interesan otras caracleríslicas como son su capacidad para afinar el acero líquido en los convertidores o en los hornos eléctricos; y, concretamente, su aptitud defosforante y desulfurante. Atendiendo a este aspecto las escorias deben ser básicas: para poder eliminar el P y el S en forma de fosfatos y sulfuros de cal. De todas maneras no conviene que la escoria tenga excesiva basicidad porque su temperalUra de fusión resultaría muy elevada. Se procura que la temperatura de fusión esté unas decenas de grados por encima de la temperatura de colada de los
aceros. En la elaboración de aceros en bomo elfetrioo suele haber dos etapas, una oxidante y olra reductora, con escorias básicas. La primera etapa liene por finalidad oxidar los elementos menos nobles que el Hierro y en particular el Fósforo. Para poder eliminar los óxidos de FÓSforo se precisa una escoria rica en Cao, básica, que retenga el P en fonna de fosfato (P20j. 3CaO y P20 j "4CaO). Una vez efectuado el primer desescoriado-la escoria es negra y espesa- el baño líquido queda muy oxidado y con bajos porcentajes de Carbono, Manganeso, Silicio, Fósforo. Por ello antes de la segunda etapa se efectúa a veces una carburación del baño, cuando se desean fabricar aceros de alto contenido en Carbono, mediante la adición de Carbono o sumergiendo los electrodos en el baño. La segunda elapa, reduclora, liene por fina(jdad eliminar el Azufre en forma de sca; por lo que se precisa una escoria lambifn básica. Cuanto más básica es la escoria, más como pleta es la eliminación del Azufre.
El revestimiento refractario de las zonas del horno de acero en contacto con
las escorias liquidas debe ser básico. Los revestimientos de carácter ácido exigirían escorias ácidas para evitar el ataque químico del refractario y, en ese caso, resultaría imposible la eliminación del Fósforo y del Azufre en el acero líquido. Por el mismo motivo tiene también que ser básico el revestimiento interior de los convertidores de arrabio en acero. El revestimiento con refractarios ácidos (convertidor Bessemer) sólo permitía la utilización de escorias ácidas y, en consecuencia, no podía eliminarse el Fósforo; por lo que el convertidor Bessemer s610 resultaba útil para minerales de Hierro exentos de Fósforo.
IX.4.6.2. Refractarios básicos Hay fundamentalmente dos tipos de refractarios básicos: los de dolomla y los de magnesia. Sus temperaturas de ablandamiento son más altas que las de los revesli· mientos ácidos. No pueden utilizarse refractarios compuestos exclusivamente por eaO. Esta,
390
C/ENCIA E INGENIERIA DE MATERIALES
por mucho que se calcine, puede luego hidratarsc con agua y ello produciría un desmoronamiento de ese refractario.
Por fortuna, en la naturaleza aparecen asociadas la cal y la magnesia en las rocas denominadas dolomíticas: constituídas por COJea y CO)Mg con una pequeña cantidad de impurezas de FeO, SiOz• AlZO). A partir de esas rocas, por calcinación, se obtiene una mezcla de 1,5 partes en peso de CaD y 1 parte de MgO. Por molido, apisonado y cocción de esa mezcla se obtiene el refractario básico denominado dolomía. Lógicamente la higroseopicidad de ese refractario es menor que la de un hipotético refractario de 100% CaO. En ese aspecto la dolomía se comporta bien durante el trabajo del horno, aunque las paradas prolongadas a temperatura ambiente le afec· tan de modo importante. Por otro lado un inconveniente de la dolomía es que parte de CaO se combina durante la cocción del refractario, o bien en el horno, con algo de SiOl para dar 2CaOSiOl (ver diagrama lX.51); que en el enfriamiento experimenta una gran dilatación, al transformarse en otra variedad cristalina desde 725 DC, y compromete la integridad del refractario. Los refractarios de magnesia son más caros que los de dolomía, pero presen· tan la ventaja de no ser higroscópicos y se comportan mejor frente a las escorias básicas. La magnesia tiene además la capacidad de absorber -en forma de solución sólida- cantidades importantes de óxido de cal y de hierro antes de que se produzca el deterioro del refractario. Un inconveniente de la magnesia es su alto coeficiente de dilatación lineal; lo cual resulta desfavorable frente a los cambios de temperatura en servicio.
La magnesia se obtiene a partir de la magnesita (C0 3 Mg)por calcinación a temperaturas superiores a 1000 oc. De este modo se obtiene MgO no hidratable. Para poder elaborar luego el ladrillo refractario se requieren aglomerantes; ya que el MgO, si es de gran pureza no se aglomera por cocción. Como aglomerante suele emplearse Fe en forma de sulfalo, fosfato u óxido que -por fusión a 1600 oC forma un constituyente complejo del tipo de las espinelas. La cocción de los ladrillos de magnesia suele hacerse entre 1600 oC y 1700 oc. BIBLIOGRAFIA Andersson J.O. "A Thennooynamic Evaluation of the Fe-Cr-C System". Me!. Trans. A p 627 ss (1988). Apraiz. J. "Fabricación de Hierros. Aceros y Fundiciones"', Ed. Urmo. Bilbao (1978). ASM "Metals Handbook" Vol. l. Ninth Edition. "'Ed. American Society for Metals. Ohio (1978).
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-
x Fundamentos metalúrgicos de la deformación plástica en frío. Teoría de las dislocaciones. X.l.INTRODUCCIDN Los capftulos anteriores subrayan, sobre todo. la solidificación del material metálico por ser esa. generalmente, la primera ctapa para su obtención. La microestructura final de todo material metálico y, por tanto, sus propiedades mecánicas en servicio, son llna herencia de las estructuras de solidificación y de las alteraciones que. posteriormente, pueda experimentar el sólido. Las modificaciones de la estructura de solidificación pueden producirse por transformaciones del sólido desde la temperatura final de solidificación hasta la ambiental (debido al efecto conjunto de la temperatura y el tiempo): por la conformación en estado sólido a que pueden ser sometidos posteriormt:ntt: algunos de estos matt:riales: y por los tratamientos térmicos finaks (resultado de temperatura y tiempo reL VII y VIII). La historia industrial del producto metálico acabado comienza. practicament!;' siempre. por una solidificación. En algunos casos, muy pocos, suele empezar de otro modo: por ejemplo con la reducción qu(mica de partículas dt' un óxido metálico sólido (o de otro compuesto del metal como por ejemplo carburo) y la posterior compactación de la esponja sólida. o de los polvos metálicos. así obtenidos. No son esos los únkos procedimientos para obtener polvos metálicos: aunque, como quetlaselbL.¡do ya en cap(tulos anteriores a propósito de las energías libres de superficie (ref. 11.1.). y de b :-olidific
Son muchas [as piezas obtenidas directamente por solidificación y utilizadas cn servicio sin Llna posterior conformación mecánica. Tal es el caso, por ejemplo. de las piezas de fundición gris (suponen el 10% del tonelaje total dl' mah.'riales metálicos producidos, anualmente, en el mundo), También se fabrican otras muchas piezas directamente por moldeo: tanto de acero como de aleaciones no férreas. Esos productos se utilizan en servi· cio sin conformación mecánica posterior. A veces requieren tratamientos térmicos sus fundamentos se han expuesto anteriormente~ para madi· ficar l
394
CIENCIA E JNGENIERJA DE MATERIALES
metal o de la aleación lo permiten. En otros casos la deformación se realiza a más altas temperatura, a partir de lingotes, tochos, o desbastes, obtenidos previamente por solidificación (colada convencional o colada continua) y se denomina deformación en caliente. Este capítulo trata de las consecuencias estructurales que comporta la conformación, o deformación plástica, en frio de materiales metálicos. En el capflulo XII. se desarrollan1 la incidencia de la temperatura sobre estructuras deformadas (Restauración y Recristalización), lo que constituirá una introducción la Metalurgia Física de la conformación en calienle. La deformación plástica en frío de un agregado poli cristalino por un proceso cualquiera de conformado -Iaminación, estirado, trefilado, embulición, compactado de polvos, plegado, enderezado, etc.-, suele traducirse en una deformación permanente. Esta tiene lugar en el interior de los cristales con acomodación de las juntas de grano, como puede verse por microscopía óptica incluso a pocos aumentos (Figura X.1.1.".), Pero, sobre todo, la deformación en frío -junto a una variación de forma externa del material, v.gr., progresiva rcducción dcl espesor dc una chapa- va modificando de modo importante algunas características intrínsccas del material metálico: los materiales metálicos adquieren acri{Ud por deformación en frío. La acritud es una propicdad caracter(stica del estado metálico, que no presentan los polímeros ni los materiales cerámicos. Para ilustrar esta propiedad supongamos qm' se lamina t'n frfo Aluminio comercial. y se obtienen distintos grados de reducción de espesor. El material resultará más duro cuanto tll('nor sea d esp..:sor finaL es decir, cuanto mayor haya sido la rcducción ('n frío. En primera aproximación puede decirse que acritud es el
aumento de dureza que adquiere un material por deformación en fr(o (work hardening, ecrouissag(' ¡. El grado de acritud que adquin(' un mal('rial depende de factores exlemas al mal erial IlH:tjli..:o v.gr. Ilaturak'za del esfuerzo y velocidad de aplicación de l'sle . p('ro ~()hre lodo dep~'llde del grado de deformación en frfo que el mal erial experilllt'nta y de la naturaleza del material (sistema cristalino, t'nng(a d~' deft'clo" lk apildllllenlo. tamaño de grano. pureza del metal, ele l Ld a..:ntud !!lWI'Ua rela":lón ":Oll d slstellla ,11,taitlh) d que peneneo.:en el metal o alea· ción. pero parll 1:11 IIlISIIH' slstel1l11 ,'ristalinu id a~'lltllu adquirida para igual deformación variJ de un llletal .1 utro. tal oo.:lIrrt'. por ejemplo. ,J se ":OJllparlln Aluminio y Cobre. En ese sentido ":Jbe dedl cJue d C
Qut' la dureza de un l11at~rial metálico aUI11~nte tras laminación en frío llevar a una conclusión equivocada: la de suponer que la deformación en frío produce una cierta consolidación, una especie ue aumento de la densidad del material, que sería la responsable del aumento de dureza. pu~de
TEORlA DE LAS DISLOCACIONES
395
El fundamento metalúrgico de la acritud son los uefectos cristalinos 1111\:<1les (dislocaciones cristalinas) existentes en el interior de los cristaks, su multiplicación durante la deformación en frfo, y feaccíont'S entrt' l'lIas durante la deformación. Algunas propiedades de los materiales metálicos ~n insensibles a la estructura y a los posibles defectos cristalinos de ~sla. tales, como por ejemplo. punto de fusión, calor espedfico, densidad. módulo elástico (ft'f. 1.4.), Olras propiedades como plasticidad en frfo. dureza. resislt'ncia a la rotura. conductividad eléctrica, cte.-, guardan relación con ('1 sistema uistalioo especffico de cada metal o aleación. y con los defectos crisl:.l1inos -lagunas, defectos de apilamiento, dislocaciones dc. existentes l'n ese material metálico. A modo de preámbulo de la teoría de las disloc
n:N = exp.(6G 1,:kT , ) siendo: n el número de lagunas existentes en la red, N el número total de nudos de la red, 6G¡; la energía libre requerida para mover un ,Horno desde el interior del cristal h
Por enfriamiento mpido es posible retener a temperatura ambienk gran numero de las lagunas existentes a alta temperatura. Cuando los suhenfriamientos son grandes, o las velocidades de enfriamiento continuo muy rápidas, ello j ust ific
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TERlALES
396 TABLA X.1.
Lqunru dr rquilibrio en un me/al en (uncIón de la trm~rotura
(Dieur).
TClllpcr¡¡tura.
Oc
ha":l:JuTl apruxiTllilda f.k lugart"s rctlcul:Jres \'a..:allH'S
I X 10-10 I x lO-s
500 1000 1500
:i 3
~OOO
X X
10-4 10-.1
nidas" resulta mayor corno consecuencia de aquel mlls rápido enfriamiento tdectuado en aglla: y. por ello, aumenta el número de puntos "activos" para la posterior precipitación por maduración natural o artificial (ref. VII. 1.~.) y ésta st' realiza en menos t icmpo. La l'xisll:~nl:i;! previa de lagunas afecta lall1b¡~n al comportamiento a corrosión. endUfl'cllllienlO. ele. Las conduerividades eléctrica y térmica dl' [os metah.'s son igualml:nk afectadas, de modo sensible. disminuyendo al alllllentar el nOmao de lagunas.
X.2. GEOMETRIA DE LOS CRISTALES )'rádh.:aml.:'llt.: todos los 111~laks industriales cristalizan en el sistema cúhil;o dt" caras. y dt.' cuerpo Ct'nlrado- y t'n el sistema exagonal (rer. 1.3.). Por dIo en los apartados siguienks se prestará especi
X.2.1. Indices de Miller de los cristales cúbicos La t·slnll.:tura rristalina cúbica no sólo t::s la más fr~cll~nlc en los metales sino tambi¿n la más c1elllt::nta1. La Figurd X.I. corrt::spondt:: a llna red cúbi· ca simple de parámdro a DA) OSI = DO]
=
=
TEORJA. DE u.s DlSUJCACIONES
397
D,
B I I
e,
A
, I
a
I
L
I I I
K __ r
'--
'"
B,
e
Figura X.l. Red cúbica simple. lndices de Mil/er. Para identificar los planos cristalográficos de esa celda elemental se emplea habitualmente la notación de MiJler: si un plano intersecta a los ejes coordenados en puntos tales como DH = alh, DK = a/k. DL = a/I, (es decir si se trata de un plano de ecuación cartesiana hx + ky + Iz = a), dicho plano se designa por los tres valores, o índices de MilIer, h, k, 1. A modo de ejemplo, por tanto: el plano AA¡ ce l , (de intersecciones 1, 1/00, 1/00 ), se designa 1, O, O
Un trazo
sob~
id.
1/00,1,1/00),
id
0,1,0
id.
1,1,1/(0),
id.
1,1,0
;d.
1,1,1),
id.
1,1,1
alguno de los (ndices SÍgnifica que el plano cona a ese eje coordenado
en una ordenada negativa. Así el plano
Al
B I el es el plano 1, 1,1.
Cuando los tres valores h, k, l se encierran dentro de un paréntesis, indican no solamente el plano de índices h. k, 1, sino todos los planos paralelos a él. Por ejemplo, Q 1. 3) comprende tanto al plano (1, 2, 3) como al plano (2, 4, 6) o al (3, 69); y, en general, cualquier plano (m.l, m.2, m.3) en que m, un número entero, puede ser positivo o negativo. El plano DD1C1C y sus paralelos (mx-my=a) se designa (I id para ADC la designación (1 i 1) la (T 1 1); id para BDC la (1 1
o
T O)
o b~n (T 1 O);
no (1 TI), etc.
Cuando los lres valores se encierran en un corchete) h, k, I I se Quiere indicar así al conjunto de planos cristalognificamente equivalentes. Por ejemplo ) 111 I indica por igual cualquiera de los cuatro planos ABe, ADC,
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
398
BOC, ABD cuya nomenclatura de Miller corresponde respectivamente a (111), (1 1 1), (1 T ll, (1 I Por otro lado, dada la sirnetrfa del sistema cúbico, son planos cristalognHicamente equivalentes aquellos que lienen iguales fmlices de Millcr pero cambiados de orden. V.gr son equivalentes (123), (321), C! 13). Su conjunto se expresarfa jl23l . Los índices de Miller I u, v, w 1 de una dirección cristalográfica determinada por dos puntos A y B son las compotlt:'ntes del vector entero más pe-
n.
queño que une esos dos puntos. El conjunto de direcciones eristalograficas equivalentes se expresa . Así la dirección AB, en el sentido tle B a A, sería (courdenadas de A !IlellOS coorde· nadas de H): u = 1, v = l. w = O, es dedr, [ 1 1 O 1 Análogamente, la dirección ljue une el unocentro dellriángulo AHe (de coordenadas X = 1/2, Y = 1/2, Z = 1/2) COIl el punto (' (de o:oordenadas X = 1, Y = 1. Z = O) tiene por o:omponentes X = 1/2 1, Y = 1,/2 1. Z = 1/2.l'or tanto las componentes del vector enteru más pequeJ10 serán: u = -1 , v = 1. w = 2; Y los índkes de Mil1er de aquella direo:dÓn. 1TT 2 J . Para familiarizarse o:on la nomenclatura puede el lector verificar las direcdunes indio cadas en la figura X.49.
X2, 1.1. Relaciones entre indices de direcciones y planos Los planos (h, k. 1) tienen por ecuación cartesiana hx + ky + lz = a.kte: y la dirección [u, v, w J tendría por ecuaciones X/II = Y/v = Z/ W. Ot' dio se desprenden las siguientes relaciones:
*
La equidistancia, d, entre planos (h, k, 1) es
La fórmula anterior permite ordenar de mayor a menor los espaciados de un:t cclda cúbica simple. Así por ejemplo: d= a
wrresponder¡¡ a planos
d~"!V' d ~';y3
Id Id
1100
Id. Id.
j
11101 1111
I
d=afvl4
id.
id
12oo{
d ~ ';yS
Id.
Id.
1210
d=a,!V6
id,
id.
121d
I
d = aiV7 no o:orresponde ¡¡ ningún sistema d = iJfvl8 corresponde a
1no ¡
1300 I y 1"11
d ~'!V'i d ~';y1O
Id. Id.
d ~';yll
Id.
13111
d =
id.
1222
1310
I
j
399
TEORlA DE LAS DISLOCACIONES
d=:J¡..jtJ
13~01
id.
d~'1v"4
13"1
d = il¡.J1 6 .'orrespomk u
14001
d~'1v'17 d~,¡y"
Id.
14101 y 1.1"1 14111 y Inol
id.
)3311
d = ,,:Y20
Id.
1"'0 1
Id. d =
Id
ele. No todos esos sistemus de pi unos son cristulográfieos; es decir, puede haber átomos de la red que no estéll contenidos en esos planos; obsérvese por ejemplo que los planos 1100 l. si el melal es cúbico de cuerpo centrado, no contendr(an a los átomos situados en el centro del cubo elemental. L
l.
1411 iY 1330 1·1420 l· ",
l.
¡
¡
¡
l.
¡
La condición pam que planos h k I sean cristalográficos en el sistema eübico de caras centradas es que h, k, I tengan la misma paridad; es decir, que sean todos pares o IOdos impares. Por tanto la relación de (la nos cristalográficos ordenados de mayor a menor densidad ¡¡tómic¡¡ resultar:!: )111 . 1200 1220!. ¡ 311 12221 . j400!,
l.
1.1 31 1.11201 '"
¡.
¡,
Cuanto mayor es la densidad i.ltÓrnica del planv cristalográfico ) h k 1 mayor por tanto el espi.lciado entre planos paralelos, menor resultará la resistencia al deslizamiento entre dos de esos planos contiguo. Como regla general puede decirse que los esfuerzos necesarios para cizallar un cristal cúhico serán menores cuanto más denso sea el plano de cizallamiento. El conocimiento de las dos ser;aciones de planos arriha indicadas tiene. también. interés para la interpretación de diagramas de Debye Scherrer por difracción de rayos X. Precis¡¡mente estos diagramas permiten determinar el sistema cristalino de los materiale~ metálicos y su parámetro de red .
• Tr
=
h: (11 2
+
k2
COSl'=I:(h2 +k2
• Los ángulos quc
Ull:!
Q'
COSl'
= 11:
(u 2
= W: (u 2
12
+1 2
)1/ 2 )112
dirección
serán:
cos
+
+ '1 2
[11 y W
+ w 2 )112
+ y 2 + W 2 )1/2
1 forma
con los ejes
ax,
OY,
az
400
CIENCIA E lNGENIERlA DE MATERIALES
'" Los planos (h, k, 1) son perpendiculares a la dirección [11, k, 1] . '" El ángulo () formado por dos direcciones [ u, v, w dctcnninado por:
1
y [h, k, 1 1vendrá
'" El ángulo formado por la dirección [ u, v, w ] y el plano ( h, k, 1) es el complementario del que fonnan las direcciones [ u, v, w] y ( h, k, 1). Por tanto la dirección l u, v, w 1será paralela al plano (h, k, 1) si: u.h +v.k
+ l.z
=0
• El ángulo formado entre los planos (h], k], 1]) Y (h 2 , k 2 , 12 ) es el mismo que fannan sus direcciones normales, y por tanto:
'" La intersección de dos planos (h 1, k 1,1 1 ) Y (h 2 , k 2 , 12 I es una
l u, v, w J tal que:
w = k2
.
11 1
direcci(~n
-
k1
.
h2
X.2.1.2. Notación vectorial El empleo de esta notación es particularmente útil para describir, como se verá en apartados siguientes, las reacciones entre dislocaciones. El vector que une dos átomos en una determinada dirección se designa mediante los índices de Miller de la dirección y una fracción del parámetro a (por la que debe multiplicarse cada uno de los índices de Miller de la dirección para obtener las componentes de ese vector en las direcciones OX, OY, Ol). Así por ejemplo. en el sistema cúbico de caras centradas (ver la Figura X.l.), el vector que une el átomo DI con otro contiguo, en la dirección 8 I DI, se describe como a/2 1O 1 T] . y con carácter general se designaría como a/2 < I 10 > al vector que une dos átomos en la dirección de las diagonales de las caras. Para la suma, o para la descomposición de vectores, ha de tenerse en cuenta que las componentes según OX, OY, OZ del vector resultante habrán de ser iguales a las sumas de las componentes, según esos ejes, de cada uno de los vectores reaccionantes. Supongase, por ejemplo, que quiere descomponerse aquel vector que une DI con otro átomo en la dirección 8 1 DI, es decir a/2 [O I T] , en dos vectores: en un vector a/6 1I 1 2 J (cuya dirección corresponde a la PD I ) y en otro vector a/6 ¡ x, y, z J; los valores x, y, z saldrán de las igualdades:
TEOR/A DE LAS DISLOCACIONES
0= a/6
+ a.x/6
:
a/2
401 ~
a/6 + a.y/6 :
-a/2
~
-2.a/6
+ a.z/6
por lo qUI: aquella descomposición se describirá:
a/2 [ 01
TJ ~
a/6
I 11 '2 ] + a/6
[T 2T ]
Del mismo modo podría calcularse que la suma de dos vectores a/6 [ 11 "2]
+
a/6 [ 112 ] dará como resultante a/3 [ 110
l.
X.2.2. Indices de Miller en cristales no cúbicos P3ra el sistt'll1a ortorról11bico. cuya celda elemental tiene ejes perpendiculart's t'ntrl: sf -a. b, c (sit'ndo a, b y c d¡ferentes)~, se toman como índicl:s dt' un plano -h. k. 1- los valores inversos de las respectivas in ter· St'cdones con aquellos ejes: a/h. b/k, c/1. Igualmente a lo señalado a propósito de cristales cúbicos. los tres valores dentro de un paréntesis (h, k, 1) ddint'n todos los planos paralelos a un plano h, k, 1. En el interior del parénksis St' encierran skmpre los fndices enteros más pequeños. En cuanto a direcciones. si las componentes del vector de tina dirección son u.a, v.b, w.c. la notación de Miller para esa dirección es r u. v, w l , siendo u, v, w núrnt'ros enteros primos entre sí. En cuanto al sistema tetragonal la nomenclatura es similar si se tiene en cuenta qUt' los ejes dt' la celda elemental son a, b, e: siendo a = b y distintos dt' c. El sistema exagonal más frecuente que los dos citados en los párrafos anteriores . St' distingue de aquellos, y del sistema cúbico. en que la notación de Miller pura un plano se define por cuatro índices h. k, i, 1. Los valores h. k. i. se rcfiaen a las longitudes inversas -a/h. a/k, a/i- de las intersecciones con los ejes -al, a 2 • a).- coincidentes con las direcciones compactas del plano basal que. como es sabido, forman entre sí 120°; el tercer (ndice i. correspondiente a la intersección con el eje a), está rela· cionado con h y k por la igualdad i = -(h + k). El índice I indica el valor inverso, e/1. de la intersección del plano con el eje c. A modo de ejemplo, la nomenclatura del plano basal de la Figura X.2a. es ( 0001 ) . La cara del prisma, ver FEJH, es [ I O1 O,]. El plano GFE, piramidal tipo 1, de primera especie. ..Qe orden 1, es (1 O TI l. El plano KFE, piramidal tipo 1. dt' orden 2.( 1012 ).Los planos GFD y KFD, piramidales tipo 11 dt' s¡,;gllllda l'spedt', dl' ord't:n 1 y 2, son respectivamente (1121) y(1122J.
402
CIENCIA E INGENIE1W& DE MJt TEIUALES
e
" '2
"
(.)
Fig. X.2. Sistema exagonal. (a) Celda. lb) Plano basal.
,,
01~ \
(b)
exagon~
Los índices de una dirección (u v t w l ,en el sistema traslaciones paralelas a cada lino de los cuatro ejes -a., a2. aJ. c- de lal modo que la suma u + v + I sea igual a cero. Uniendo el punto final de esa tras-lación con el origen de coordenadas se tiene la correspondiente d¡recciOn. En la Figura X.2b. se indican las direcciones compactas I 2 ¡¡O I • ( 1 I "2 O J. I 12 ¡O I cOITes¡x>ndientcs a los llamados ejes diagonales de tipo 1: a, , 31, a). Véase también cómo se determina la dirección I 10101, que sude llamarse eje diagonal de tipo 11.
403
TEDRlA DE US DISLOCACIONES
X.J. GEOMETRIA DE LAS DISLOCACIONES
No fue posible comprobar experimentalmente la existencia dt' defectos lineales, denominados dislocaciones, hasta finales de la década de 1940. Fue sobre todo a partir de 1955, con el empleo generalizado dt' la difractometría de rayos X y los avances en microscopia electrónica dt' transmisión, cuando creció el interés por los aspectos teórico prácticos ligados a este tipo de defectos y al desarrollo de la teoría de las dislocaciont's. Desde un punto de vista puramente teórico el concepto de dislocación había sido propuesto ya en 1934, por Taylor, Orowan y Polany, como una explicación de la debilidad experimental que presentan los cristales metálicos reales en la deformación plástica frente a los valores teóricos calculados en función del enlace metálico. los metales comienzan a deformarse plásticamente con tensiones entre 1.000 y 10.000 veces menores que las que cabía esperar teóricamente. Actualmente la teoría de las dislocaciones se aplica a casi todos los aspt'ctos de la deformación plástica de los metales y da cumplida explica¡;ión a muchos de los interrogantes relativos al difen.'nte comportamit'nto tllt'c,jnico de los metales. Concretamente a los mecanismos reales de deslizamit'nto cristalino, acritud, tenacidad, fenómenos de envejecimiento, n.:cristali7.ación y fluencia. La dislocación viene a ser como el límite entre dos regiones cristalinas, que son perfectas en sí mismas, pero entre las cuales existe un desajusto.:. En la Figura X.3. se representa una porción de cristal ideal de red cúbica; imagínese que toda la porción de cristal superior al plano D es desplazada hacia la izquierda aproximadamente media distancia interatómica en esa dirección elegida para el desplazamiento, mientras que los nodos reticulares de la porción de cristal del plano inferior permanecen inamovibles. Tras producirse esa distorsión la red se reajustará como se indica en la Figura X.4. Obsérvese que la región situada en el interior del bucle ha deslizado sobre el plano D mientras que la región externa al bucle ha permanecido
Plano D
Fig. X.3.
"Deslizamiento" en un cristal.
CIENCIA E INGEN1ERlA DE MA TERIALES
404
invariable. Pues bien, recibe el nombre de dislocación la imperfección Iíneal, o límite LL'MM', frontera, entre la región deslizada y la región no
deslizada, localizada en el plano de deslizamiento. En la Figura X.5. puede verse la acomodación de planos cristalográficos que tiene lugar para hacer irreversible y permanente esa anomalfa en el interior de un cristal. Como resultado de esa acomodación en las regiones superior e inferior al plano de deslizamiento D, el plano J aparece en la Figura X.5. como un semiplano extra que produce, a modo de una cuña, una distorsiÓn en la red; análogamente, en el lado opuesto del bucle, la dislocación MM' es la intersección de otro semiplano extra K, también a modo de cuña, pero de signo contrario a la anterior dislocación. El segmento LL', situado en el plano de deslizamiento O y perpendicular al vector b, recibe el nombre de dislocación de cuña (o de Taylor) y se representa por el signo ...L (dislocación positiva de cuña)~ el segmento MM' es también otra dislocación de cuña pero de signo contrarioT(negativa).
Fig. X.4. Dislocaciones.
@Región deslizada. O Región no deslizada.
TEORlA DE US DISUJeACIONES
405
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CIENCIA E INGEN1ERlA DE MATERIALES
406
Volviendo al bucle LL'MM' de la Figura XA. obsérvese la distorsión cristalina que comporta la presencia del segmento LM. Para ello véase en la Figura X.6. que los puntos reticulares próximos a esta dislocación LM pueden ser descritos como yacentes sobre una hélice. Lo mismo ocurre en el lado opuesto del bucle. L'M', pero el avance de la hélice es de signo contrario. Por esta razón los segmentos de dislocación considerados, LM y L'M', (nótese uno y otro son paralelos al vector b). se denominan dislocaciones
de hélice, o de tornillo (o de Burgers). Por convención se considera positivo el sentido de avance de la hélice de eje LM (sentido de avance de un sacacorchos) y negativo el de la hélice de t:je L'M'. Imaginemos que se pudiera recorrer un circuito. desde la zona deslizada hasta la no deslizada, por saltos de uno a otro átomo en la dirección del vector b, tal como se indica en la Figura X.5 .. intentando volver al punto de partida S: recorriendo nI átomos hacia la izquierda, n 2 átomos hacia abajo, nI átomos hacia la derecha y n 2 átomos hacia arriba (siendo tanto nI como n2 del orden de miles de átomos, aunque para facilitar el dibujo no se puede indicar así en la figura 5 l. .Es espectador que hubienl hecho este recorrido no volvería al punto S sino a un punto SI distantt' del
liS.
¡superior 11, ¡inferior III II
dt'~lizad¡¡ origina dos semiplanos paralelos en la región deslizad;¡. S (superior al plano de deslizamiento), i (inferior a dicho plano).
Fig. X.6. Cada plano de la región no
407
TEDRlA DE US DISLOCACIONES
Fig. X.7. Circuito de Burgers alrededor de una dislocación de hi/ice.
S una magnitud interalómica en la dirección del veClOr b. Lo mismo ocurriría (Figura X.7.), al intentar recorrer un circuito desde la zona deslizada a la no deslizada e intentando volver al punto de parlida. atravesando la dislocación de hélice. El circuilo así recorrido recibe el nombre de circuito de Burgers: y el vector nec~sario para cerrar el circuito (que resulta el mismo cualquiera que sea el circuito de Burgers elegido) se denomina lJectorde Burgers. El vector de Burgers. b. tiene por módulo la distancia inter3tómica en la dirección del "deslizamiento" Suele describirse. según la nomenclatura indicada en X.l.I .. me· dlante los índices de Miller de la dirección y una fracción que indica la magnitud por la que debe multiplicarse cada componente de la dirección. Así por ejemplo el vector de Burgers más frecuente en los metales del sistema cúbico centrado en las carólS (ref. X.J.I.,. el vector de la dirección < 110 suele escribirse: a/2 < 110 p¡¡r¡¡ indicar que el vector tiene de componentes (a/l, a/2. O) y por lanto su módulo es ¡¡IV1, es dedr una distancia interatómica en esa dirección.
>.
>;
Generalmente los frentes de dislocación yacentes en el plano de desli· zamienlo no son reclangulares (como se ha indicado en la '-:igura XA.) sino que se presentan a modo de anillo (loop) como puede verse en la Fi· gura X.S. En esta Figura la mayor parte de las dislocacion~s no son de cut1a, ni de hélice, sino mixtas; solamente hay una dislocación de cuña en el punlo PI (en vez de plano exlra hay una hilera extra de álamos) y aIra cuña de sentido contrario en el punlo P1 . Hay, también, dos dislocaciones de hélice, puntuales. en p] y P4. ambas de sentido contrario entre sr.
CIENCIA. E lNGENIERlA DE MA. TERlALES
406
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• ••• •• Fig. X.8. Anillo de dislocación.
Las dislocaciones mixtas
Sr.'
designan por dos vectores; uno de ellos es
el vector de Burgers que indi¡;a la ma~nitud y dirección dI: corrimiento del trozo dI,' rt'd d,..splazada por encima del plano de deslizamiento (vector
dl' BUfl:r.'TS qlle es id~ntico en todo el bucle ya que la red cristalina debe h:ner l:onlinuidad a Irav~s de las Tt'giones delizada y sin deslizar): el airo v\.'¡;lor al igual que la dislocación mixta- cambia de un punto a otro de 1<1 línea ¡;onlinu
/bí
pUl'S.
~~llt'ralizando.
diremos que la dislocación en un punto es:
~ de cuña: ¡;U
X.4.
MOVIMIENTO OE LAS OISLOCACIONES
Tod
409
TEORlA DE lAS DISLOCACIONES
miento m (no confundir este vector con la fuerza que sería n~cesario aplicar para que origine el vector de movimiento m) se pueden producir tres tipos de movimiento de dislocaciones:
--
--
1. 0 - Cuando el vector de movimiento está en el nlano de la dislocaciOn, es decir, m.n = O Y n,b = O (pudiendo serb.t =~ O, o bien bXt = O, o 7;i=/= O), el movimiento tiene lugar en el plano de la dislocación y recibe el nombre de deslizamiento (slip). 0
--
2. -Cuando el vector del movimiento es perpendicular al plano de la dislocación, es decir. mXn'= O el movimiento ha de ser normal al plano de la dislocación y suele denomi~arse trepado (c1imbing).
3.0
Cuando d vector' del movimiento es oblicuo respecto al plano de la dislocaciOn, es decirm:ñ: =1= O, pudiendo Sl::r:
- b7::= O (cuña), en l:uyo caso
no se mueve la dislocación.
- bXt = O (hélice). y la dislocadO n paralela, perpendicular II oblicua al obstáculo. Si se produce movimiento se denomina deslizamiento cruzado (cross slip). - ~-¡= O (mixta). De los dos componenles del veclor b sólo puede mowr· se la b h .
X,4.1, Movimiento por deslizamiento (slip) Para mejor compr~nder el movimiento de dislocaciones cunviene advertir que tanto una dislocación de cuña L'Umo una de Ih~Jicl.' pueden existir aisladamente en el interior de un crislal. Una dislol:ación, frontera en el planu de deslizamiento entre dos Lonas reguhues de un cristal. puede existir aisladamente sin ronnar pane de un anillo cerrado. Una dIs.locación de I:uña positiva, por ejemplo, no requiere la presencia simultanea de utt'J dislocación de CUl1a negativa. exigiendo al mismo tiempo olras dos dislol:adulle~ de hélice la su ve¿ una y otra de signos contrarios). para formar siempre un anillo ~irnil;¡r al de la Figura X.4. Al margen de otras consideraciones sobre el or1 óen de esus defecw, lineales, muchos de ellos formados durante la soliditkad6n -, baste I:Ollsiderar ~uc siempre resulta posible que el criStll!. objeto del estudio, ,ea un truw obt<.'niuo por I:orte de otrO I:ristal, cuyas dislocal:;ones " s<.' I:errllhan ti.mnlllldu un ;l1Iillu sobre el plano de desli¿amiento.
Cuando una dislocadón de cuna se mUl:ve por dl"slizamicnlo. es l.ll"cir con movimiento eft=ctivo parall'lo al Yl"ctor de Burgcrs, hasta alcanl.ar I;.J superficie del cristal. producl.' un t=~alón de magnitud b, l."OlT\O put=de apreciarse..' en la Figura X.9. Advi~rtasc \.jUl.' d l.'sfuerzo requerido para LJUl" l.'~a dislocación dl.'~licl.' es muy PC4ucño, siempn: quc no t:Ol::ut=nlrc nin~(m obstáculo en su camino, ya que no son los citomos quienes deslizan sino /a dislocación kl hucco). En dcdo,
CIENCIA. E INGENIERJA DE MATERLtLES
410
cristal, los deslizamientos de los atomos, romo puede verse en la Figura X.IO., son muy pequeí'iOs: los átomos A, E, D, apenas se mueven, no hay cambio en sus posiciones relativas, y por tanto no hay transferencia de materia; lo cual equivale a .decir Que la energía de activación para el "deslizamiento" es muy pequei'l.a, y por tanto que el deslizamiento puede tener lugar incluso a bajas temperaturas, bajo la acción de pequeñas tensiones, y en tiempos reducidos.
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(b)
Hg. X.9. Del1jzamietlto de uno dislocaciól1 de cuña (&cd-HiU). (a) Cuña positiva. (b) Cuña MgOtilHJ.
Si el vector de movimiento, aun estando en el plano de deslizamiento, es paralelo a la dislocación de cuña, es decir resulta perpendicular al vector de Surgen, la dislocación de cuña no se mueve (Figura X.lI.). y en el caso de un veCtor de movimiento situado en el plano de deslizamiento, pero oblicuo a la cui\a, ver Figura X.l2., sola· mente resulta efectiva la componente m' paralela al vector de Surgen, y la cuña se moverá como en la Figura X.9.
En cuanto a la dislocación de MUce, el desplazamiento de su eje sobre el plano de deslizamiento puede también producirse con pequeno esfuerzo si el vector de movimiento. 111;, situado en el plano de deslizamiento (de otro modo no seria slip) es perpendicular a la dislocación; o, lo que es lo mismo, perpendicular al vector de Burgers, como puede verse en la Fi· gura X.13. ObSérvese que el traslado del eje de la hélice por deslizamiento, que resulta equivalente a un pequeño y paulatino "desgarro" de algunos planos cristalográficos perpendiculares al plano de deslizamiento, se efectúa oon muy pequef'iO movimiento de los átomos y sin que haya cambios en sus posiciones relativas. Y. al igual que ocurría en el deslizamiento de una cuna, cuando la hélice alcanza la superficie exterior limite del cristal se produce un escalón de longitud b.
411
TEORlA DE LAS DISLOCACIONES
A
- ---
-
O
----+-----
o
A
--
E
(o/
lb)
O
A
- --- -----
I
___1E
L
[
[[
lel Fig. X. 10. Cambio en la posición relativa entre átomos durante el
deslizamiento.
Si el vector de movimiento situado en el plano de deslizamiento fuera paralelo a la hélice, es decir paralelo al vector de Burgers, la hélice no se mueve; y si m estuviera en el plano de deslizamiento pero fuera oblicuo a la hélice, solamente resultaría efectiva la componente de m perpendicular a la hélice.
Por lo que respecta al deslizamiento de las dislocaciones mixtas, por efecto de un vector de movimiento situado en el plano de deslizamiento, se comprende que el resultado no es una simple traslación de magnitud b sino una progresión del frente de dislocación como la indicada en la Figura X.14. Los deslizamientos más probables de las dislocaciones porque tienen lugar con menor esfuerzo, son aqueUos en que el plano de deslizamiento (ver Tabla X.Il.) coincide con el plano cristalográfico de mayor densidad atómica. A mayor compacidad del plano, mayor resulta el espaciado entre planos paralelos y, por tanto, menor la resistencia intrínseca de la red -tensión de Peierls- al deslizamiento. La dirección de deslizamiento más probable coincide con la del vector de Burgers más pequef\o posible; es decir, la dirección más compacta dentro de ese piano de deslizamiento. En los metales y aleaciones que cristalizan en el sistema cúbico de caras
CIENClA E lNGENIERlA DE MA TER1ALES
412
b
Fig. X.ll. LD dislocación de cui'io no se mueve si!}./ vector de mo¡;jmif'nto ni
es perpendicu/aral vector de Burgers b.
Fig. X.l 2. La dislocación de cuña desliza por efecto de m'.
la)
lb,
fig X.13. Deslizamiento de una dislocación de hélice (F. Ca/t'o). (a) Hélice pOlit¡uG. (b) Hélice negatil'o.
413
TEORlA DE LAS DISLOCACIONES
centradas los sistemas de deslizamiento compactos están formados por los planos jlll j Y las direcciones < 110 >. Como quiera que en una celda unitaria existen cuatro planos 1 III 1 . y cada plano contiene tres direcciones < 110 >, hay en total 12 sistemas de deslizamiento -denominando así al conjunto de un plano y una dirección de deslizamiento- para estos metales. En los exagonales compactos los planos compactos son los basaks. (000 1) Y las direcciones de fácil deslizamiento son los ejes diagonales al. a2. a3· Por consiguiente dispone de 3 sistemas de deslizamiento. En los metales cúbicos centrados en el cuerpo las direcciones compactas. y por tanto de fácil deslizamiento, son las < I II >. Pero no hay planos totalmente compactos y en consecuencia no tienen un plano de deslizamiento único. Se comprueba que el deslizamiento se presenta en los planos
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+,
"",,'
,
-." 1
'
--
Fig. X.14. Deslizamiento de una dislocación mixta.
{11O} • ¡112 ¡ . 1123 ! ; por consiguiente, hay 48 posibles sistemas de deslizamiento. Pero para que el deslizamiento se produzca. se requieren tensiones cizallan tes más elevadas que en los metales cúbicos de caras centradas. Al elevar la temperatura a que se efectúa la deformación de un determinado metal no varían las direcciones de fácil deslizamiento, pero pueden aparecer planos de deslizamiento adicionales; tal ocurre, por ejemplo, en el Aluminio, pese a ser su estructura cúbica de caras centradas, con el plano 1100 l·
X.4.2. Movimiento no conservativo. Trepado de las dislocaciones Los esfuerzos reales para que una dislocación de cuna pueda moverse perpendicularmente a su plano de deslizamiento (como en la Figura X.15.) son entre 1.000 y 10.000 veces mayores que las necesarias para el "deslizamiento o slip". por lo que este movimiento de la dislocación (que recibe el nombre de trepado o climb) únicamente ocurre por activación térmica. Se dice llue es un "movimiento" de la dislocación de cuna perpendicular a su
CIENCIA E INGENIERlA. DE AfA. TEIUALES
414
TABLA X.2. Pftulos y direcciones de des1izamit.tlto (BarreO.
Baja t~mperatura
CC
Plano
Direccjón
PI.no
Dirección
(111) (111) (111) (111) (111) (111) (111) (111 ) (111 ) ( 111) (111)
[ 10r] [ 10T] (Ioi] (IoT] (IoT] (101] [ 10i] (101] [ 10T] (IOT] (IoT]
(100)
[ 10T]
(lID) (112) (123) (112) (112) (123) (112)
(111) [ 111] [ 111] [ 111] ¡1I1] [11 J] [111 J
(110)
[ 111)
(123) (110) (123)
[111 ) [111 ) [111 )
(110) (112)(?) (liD)
[ 111]
Mg
(000 1) (loTI)(')
[2iTO]
(IOTI) (IOT2X?) (0001)
[200]
Cd
(0001) (0001) (0001) (000 1) (0001) (0001)
[2iTO] [2iTO] [2nD] [2ITO] [2TIO]
(111) (100) Y
[ 10T]
Al
CU Ag Au
NI Cu-Au a-Cu·Zn a-Cu·AI
Al-Cu Al·Zo Au.Ag
C
a-fe Mo W K
N. ~u-Zn
a-Fe-Si; 5%Si H.C.
Zn
Bo Zn·Cd Zn-Sn
ro Roboédrico
Alta temperatura
Metal
Estructura
BI Hg
[2iTO]
Complejo
Tetragonal
P-So (blanco)
(110) (100) (100) (101) (121)
(001] [001] [Oll](?) [ 101] (101]
(110)
(111]
TEQRlA DE U.S DISLOCACIONES
415
vector de Burgers porque, finalmente. el resultado es análogo a un desliza· miento de la dislocación con ese veClOr de movimiento: pero tal despla· zamiento no tiene lugar por deslizamiento. El desplazamiento de la dislocación desde AA' a BS' se debe, según se esquematiza en la Figura X.IS., a la eliminación de la fila de átomos AA' por difusión de lagunas hacia la dislocación. Primeramente esas vacantes existentes en el cristal. cuya concentración depende de la temperatura, difunden hacia la dislocación: luego los átomos extras van a ocupar la posición reticular de cada vacante con lo que la dislocación trepa.
Fig. X.I S. Trepado (dimbing) de dislocación de cuna.
El movimiento por (repado rt"
416
CIENC1A E INGEN1ERlA DE MA. TERlALES
X.4.3. Movimiento por deslizamiento cruzado (cross slip) CU
hasta cntonces-- sobre otro plano compacto existente, según se indica en la Figura X.\6b. Ello es posible -con tal de que el vector de Burgers sea paraklo a la recta de intersección de los dos planos- porque la dislocación de hélice tiene una simetríu ciHndrica alrededor de su eje y, en consecuenda, el movimit;:nto no t;:stá restrin);!;ido a un único plano de deslizamiento. Se di¡;e que una dislocación efectúa deslizamiento cruzado, o cross-slip, ¡;uando abandona un plano ¡;ompacto pam seguir deslizándose en otro plano
(m!
(111) (a}
(111)
(111)
eb)
fig. X.16. Doble deslizamiento
cruzado. (111 )
(e!
TEOR/A DE LAS DISLOCACIONES
417
compacto secante al primero. Y se define como doble deslizamiento cruzado si la dislocación pasa por deslizamiento a un plano paralelo al primero, (Figura X, 16c,). por este movimiento conservativo, sin necesidad de efectuar un Irepado que necesitarCa activación térmica, Esta claro que si el vector de Burgers. b. no fuera paralelo a la recta de intersección de P y Q no podría haber cross slip para la hélice; en efecto, para que una dislocación deslice. su vector de Burgers ha de estar en el plano de deslizamiento, y como en el cross-slip ha de deslizar sucesivamente en dos planos. b ha de estar contenido en ambos planos; y por tanto ha de ser paralelo a la recta que los intersecta PQ. Así por ejemplo, en el Aluminio. metal cúbico centrado en las caras. la dislocación de hélice de vector de Hurg.:r:. a/2 [ I T 01 . deslizándose inicialmente sobre-.el plano ( 111 ) puede hacer cross slip y pasar a deslizar en el plano (1 1 1) ya que ambos contienen a b. Las dislocaciones de cuña, en cambio. como se ilustra en la Figura X.17., no pueden hacer cross-slip. La dislocación de cuña, con un vector de movimiento oblicuo al plano de deslizamiento. puede moverse, sobre ese plano, siguiendo la componente del vector de movimiento paralela al vector de Burgers, hasta alcanzar el obstáculo que le obligaría a hacer cross slip deslizando por otro plano compacto inclinado. Pero en la intersección de esos dos planos sería preciso un giro de todo el plano extra (ver Figura X.17c.), lo cual no l'S posible. Por una parte se trataría de un movimiento no conserv.ttivo que. como el climb o trepado, l'xigiría gran difusión de materia; por otro lado - a diferencia del movimiento por trepado en que el vector de Burgers se conserva-. en el paso de la Figura X.17b. a X.17c,), la difusiÓn de Illateria debería ser (an grande que llegara a cambiar el vector de Burgers h. Por lo qut'. incluso con activación térmica. el cross slip de la d isloutción dl' cuña l'S irrt'alizable. I·.n d caso más general. cuando la dislocación a deslizar es un anillo. (Vl'r Figura X.I H. J. con componentes de cuña y de hélice. sólo las componentl's dl' h~lice paraklas la intt'rsección dt' los dos planos pueden efectuar cross slip. La Figura X.18. indica que en el plano superior pueden formarse de ll11l'VO ..:omponentes de cuña y héli..:e por propagación de un segmento hélice.
X.4.4. Codos en las dislocaciones
Los ..:oJos son tralllos Je dislocación de pequeña longitud SI se comparan ..:on el reslo J~' la dislocación: normalmente su longitud es del orden de la d istan..:¡¡¡ interalóll1íca. S~, presentan Jos tipos dl' codos: cuando los codos ~'st,¡n sobre t'1 plano dc d~·sli7.all1iento de la dislocación, tanto sea ésta de cuñ.t como de hl;¡ke. se J~'n01llirl:l1l conservando la denominación anglo-
amelA E INGI?NTERlA DE MA. TERlALES
418
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419
TEORlA DE LAS DlSLOCACIONES
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(III)
(el Fig. X.IS. Deslizamiento cruzado de la componente hélice en un anilio de dislocación.
sajona cornUllmente admitida en todos los pafses- kinks: y cuando son perpendiculares al plano de deslizamiento, jogs. En la Figura X.19. figuran esquemáticamente cuatro tipos de codos -kinks y jogs- que pueden presentarse: obsérvese que el kink puede ser un tramo de dislocación tipo hélice (cuando como en la Figura X.19a. corresponde al codo de una dislocación de cuña), o bien un tramo de dislocación tipo cuña (cuando como en la Figura X.19c. corresponde al codo de una dislocación de hélice). Otro tanto cabe decir -obsérvense las Figuras X.19b. y X.19d.- por lo que respecta a losjogs. El origen más frecuente de jogs y kinks es la interacción de dislocaciones. A modo de ejemplo se indica en la Figura X.20a. la formación de
420
CIENCJA E lNGENIERIA DE MATERIALES
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Fig. X.19. Tipos de Kinhs y Jogs.
TEDRlA DE US DISLOCACIONES
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Fig. X.20. Formación de Kinks y Jogs por intersección de dislocaciones.
kinks sobre una y otra de dos dislocaciones de cuña que avanzan en sentido contrario: en la Figura X.2Gb puede verse la génesis de jogs sobre cada una de las dos dislocaciones de hélice, situadas en planos perpendiculares, tras su intersección. La existencia de jogs o de kinks en una dislocación dificulta, generalmente, su movilidad: véase, por ejemplo la Figura X.21a. (la pequeña hélice formada ha de moverse paralelamente a su vector de 8urgers) y la Figura X.2l b. (la pequeña cuña formada ha de efectuar un trepado para que la dislocación pueda moverse). Sirvan de preámbulo estas !fneas para poner de manifiesto la importan-
CIENCIA E lNGEN1ERJA DE MA TERlALES
422
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Fig. X.21. (o) Movimiento de una dislocación de cuña con Kink. (b) Movimiento de una dislocación de cuña con Jog,
cia qut.' put:den tener los codos existentes en una dislocación sobre la movilidad de ésta y. en consecuencia, sobre la deformación plástica.
X.5.
FUENTES DE DISLDCACIONES (FRANK·READ) DURANTE LA DEFORMACION
la defonnación pláslica de un melal no solamente pone ~n rnovimit.'nlo sus dislocaciones sino que genera gran número de nuevas dislocaciones. El mecanismo por el cual se pueden multiplicar las dislocaciones por deformación en frío fue propuesto por vt'z primera -la microscopfa electronica de transmisión ha permitido comprobar la validez de aquel mecanismo- por Frank y Read, en 1950. Como introducción recuérdese que aplicando un esfuerzo cortante como el de la Figura X.22a. la dislocación de cuña AB ésta se mueve, requiriendo para ello muy pequeño esfuerzo, y llega a producir un escalón cuando al·
TEORlA DE lAS DISLOCACIONES
423
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(a) desliza
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(b) no desliza Flg. X.22. Esfuerzos cortantes sobre una dislocación de cuña.
can7...a la superficie externa del cristal. Con un esfuerzo cortante como el de la Figuro X. .:'~b., en cambio. no sería posible el deslizamiento de la dislocadón. Imaginemos. por ejemplo. un "plano extra" de lItomos como el de la Figura X.::!3. (en que por activación térmica hayan desaparecido por difusión los átomos correspondientes al recinfO ABCO), y que se somete todo ese anillo a un esfuerzo cortante (a un vector de movimiento) del tipo que se indica. El anillo contiene dos dislocaciones de cuña AC y BO que solamente pueden deslizar en planos perpendiculares al plano de deslizamiento de la cuña AB y que. en consecuencia, permanecerán inamovibles para ese vector de movimiento: el deslizamiento de la cuna AB no podrá, por tanto, ser paralelo a sí mismo porque los puntos A y B (pertenecientes respectivamente a las cuñas AC y BD, inamovibles) permanecerán anclados. Por ello la cul'la AB avanzará como se indica en la Figura X.24. y llegara a replegarse sobr~ si misma (véase Fig. X.24e.), originando un anillo como pleto y reproduciendo, además, la dislocación original: con lo que se halla ~n situación de repetir el proceso. Este proceso se puede repetir una y otra vez. creando en cada ocasión un nuevo anillo. El mecanismo de Frank-Read muestra que un frente de dislocación. cuando queda anclado, actúa como fuente de dislocaciones si se mantiene una tensión macroscópica sobre el cristal. El número de dislocaciones generado durante la defonnación es enorme. En el Aluminio. por ejemplo, laminado
424
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERlALES
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Fig. X.B. Jog.
l:on llna H.'dtll;l'iÓn .:n fr(o dd 7S '6 .1a densidad de dislocaciones oscila entre 100 Y 10.000 miJIonl:s de dislocaciones por cenl {metro cuadrado. La fuente de dislocaciones. sin embargo. no continúa generando indefi· nidamente dislocaciones. La relrotensión que produce el apilamiento de dislocadont.'s Sl' opont' a la tensión aplicada; y, cuando iguala a éSla, la fucnle deja de ser i.lclivil, X.5. ENERGIA DE UNA DISLOCACION
El plano extra de una dislocación de cuña positiva, localizada en un pumo P, es responsable de microtensiones en ese punlo del cristal. Su efecto es similar a la introducción de una cuña en ese punlO: los planos crislalográficos contiguos y paralelos al plano exlra se ven sometidos una compresión por encima del plano de deslizamiento y a una tracción por debajo del plano de deslizamiento. A distancia suficientemente alejada de la dislocacion no se aprecian ya los efectos de ese estado de microtensión. La presencia dL' dislocaciones L'n un crislal supone un aumento de energ(a con rd:lI;ión a la de e~ cristal perfectamt:=ntt= regular, sin dislocaciones. ESt' aumento dl.' l.'ncrgia se debe al trabajo teórico que ser(a necesario rea-
425
TEORlA. DE lAS DISLOCACIONES
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C/ENCIA. E INGENIERlA DE MA. TERJALES
426
!izar para introducir en el cristal las dislOrsiones elásticas que conlleva la pres~ncia de una dislocación. En la figurd X.::!5. puede observarse que el átomo ' (que debiera estar ~n la vertical del plano 1) ha resullado desplazado desde la posición N hasta la N' por efecto de la dislocación de cufla. Este desplazamiento es del orden de 1/2 del vector de Burgers b (nótese que eso supone una deformación elástica enorme en ese punto. análoga el comportamiento de un elastómero). El :1ngulo que forma el plano I con el plano extra es aproximadamente 45 0 • Como resultado de ello la deformación por cizalladura, t ( 't = Ig )'). experimentada por el álomo N al pasar a la posición N'. resulta ser, aproximadamente, 1" = 1/2. Se denomina esfuerzo de cizalladura (por analogía a los esfuerzos de tracción que son 9= E. E) al valor T = G t ; el valor G recibe el nombre de módulo de corte. Por lo lanlo el esfuerzo de cizalladura necesario para el desplazamiento eláslico del álamo. desde N a N' resulta ser muy grande: T = G. 1/2. l:n cuanto a la energfa almacenada por unidad de volumen, por esa cizaIlaJura elástica, (recuerdesé su analog(a con la energfa almacenada durante lln:t deforlllación elástica por tracción que es 1/2.o.€ por unidad de voluflll,.'n). S\."rá I(!.T.T, Y por tanto igual a G/8. En el l,:OrJzón de la dislocación (se denomina asf al volumen de materia de un Cilindro de circular. con centro en la dislocación y radio b. y cuya generalfil: tiene la longitud L de la dislocación) la energfa almacenada por la J islocacióll de cuña será 1T.b 2 . L muH iplicado por G/8: es decir K .G.b 2 . L. Un r
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Fig. X.25. Aumento de energ¡"a por cizalladura elástica.
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427
TE:ORlA DE: US DlSLOCACIONE:S
Fil. X.26. Energía de una dWocaci6n de hélice: K 1_ G.b 2 • L.
La energía de una dislocación es proporcional a b'.L. Siendo b el vector de Surgen de la dislocación y L su longitud. La diferencia entre los valores K y K I se debe a que, e,n la deformación ehistica de cuna, interviene el m6dulo de Poisson v. El aumento de energía producido por una dislocación de cuna puede modelizane. siguiendo a Volterra, como sigue. Supóngase un cilindro de goma, de longitud L, ranurado como se indica en la Figura X.27. de radio exterior re. rodeando a un cilindro de un material totalmente rígido de radio ri' Si se produce un desplaumiento de magnitud b en la mitad superior del cilindro, tal como se indica en la Figura X.27., la energía necesaria para ello es:
en que v es el m6dulo de Poisson y G el módulo transversal de ese material. Por otra parte, para defonnar el cilindro al modo indicado en la Figura X.2B. (modelo para dislocación de hélice) se requiere una energía:
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De k> anterior se desprende que, para minimizar el desequilibrio energé--
CIENCJA E lNGENIERlA DE MATERIALES
428
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Fig. X.27. Modelo energético de dislocación de cuña
tico de la· red cristalina regular debido a la energía mtroducida en el cristal por una dislocación ya sea de cuña o de hélice: • toda dislocación tenderá a acortarse (para disminuir L). * aumentar la longitud de una dislocación (por ejemplo crear un jog) requiere una absorción de energía.
* No existen superdislocaciones, es decir dislocaciones cuyo vector de Burgers sea múltiplo de b. Así, de existir una dislocación de vector de Burgers 2b (cuya energía resultaría proporcional a 4b 2 ) se desdoblaría en dos dislocaciones unidad, de vector de Burgers b (cuya suma de energías es 2b 2 ), que, ver Figura X.19., tenderían a repelerse y alejarse entre sí.
Fig. X.28.
Modelo energético de dislocaci6n de hélice
429
TEORJA DE LAS DISLOCACIONES
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1
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Fig. X.29. Desdoblamiento de superdis/ocaciones.
• Las dislocaciones más probablr.:s t'n un dt'lerminado mela\. dcnominadas dislocaciones perfectas. son aqudlas cuyo vector de Burgers sigue una dirección compacta de la red; pon~ue. de c~ modo. la distancia inleratómica es la menor posible. Por 1."50 las dislocaciones más frecuentes t'n los matt'riales metálicos que cristalizan en el sislema l:úbico de caras ct'nIradas (Aluminio, Cobre. Nickd, Oro, latont's alfa, cuproalúminos alfa. accros auslcnílicos. de,) son las dislocaciones lanlo Sl."an dl' cuila u dt' hélict'- de vector de Burgers a/~ < 110 >. • En los matt'riales mt't;Hicos cúbicos de caras cenlradas. la dislocación perfecta. ljue es la más probable, puede desdobl
b
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en las caras, con baja encrgfa ¡Je dcfl'clos lk
CAMPO ELASTlCO OE UNA DISLOCACION
Si ¡;n d campo dáslico de un.. dislocación dl' cuña, J. dI.' Vl'clor ¡Jl' Burgers supongamos posiliv
nI'
GENClA E INGEN1ERlA DE MA TERlALES
430
ponentes F, Y F v de la fuerza con que esta segunda dislocación resultará aIra ida, o repelida, por la primera dislocación como resultado del campo dr: h:nsioncs elásticas: (b l
Fl' =
F,
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:-il'ndo k igual a (;/'2
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b 2 /r). k. sen O. (3
C05
2
8
+ sen 2 0)
lb •. b 2 /r). k . cos (J. (cos 2 (J - sen 20) 7f
<1- ... ) en que G es el módulo transversal y
ti
el
módulo de Poisson. La l,:olllponcnte F y t's ineficaz para producir un desplazamiento vertical
ldimb) dl' la dislocación introducida. porque para ello se requerirfan valores muy slIpt.'rion.'s de dicha fuerza. Por tanto ésta dislocación 11 se moverá solamente en su propio plano. por l,'ft'cto de F,: y resultará atrarda por la dislocación 1, o repelida. con fUl'rza inversamente proporcional a la distancia r que las separa, según resullt' positivo. o tlq~ativo, el valor (cos 2 O - sl:n 2 e). Por tanto si la dislocación II .,'sl:1 en b zona rayada de la Figura X.3la. será repelida por la 1: y atraída. 1::11 cambio. si I::stá siluad;] en las otras regiones. Si la 11 estuviera localizada I::xactamcnte en las diagonales de los cuadrantes no se moverfa: pero ese: l.'qllilibrio resulta inestable: bastaría un pcqut=JlO desplazamiento.
y
jFv U_J._1it
------+==----------"---X .................... O
Fig. X.30. Interacción entre dislocaciones de cuña.
431
TEORJA DE LAS DISLOCACIONES
mOlivado por airas causas. hacia uno u otro lado de la diagonal, para qut' la dislocaciOn resullará alrafda o repelida. Si
I;¡
dislocación 1 es positiva y la 11 negativa el resultado es el St',lalado en la FiEura
X.J lb.; en efecto bastan'a cambiar de signo del vector de Burgers de la dislocación 11
(cambiar. en F\.. b por -b). En el caso de que esas dos dislocaciones estuvieran en el mismo plano de deslizamiento. y próximas. llegan a recombinarse, anulándose. y reconstituyendo la red perfecta: si sus planos de desli7amiemo fueran COntiguos la recombi· nación de ambas produciria una laguna.
Volviendo a la Figura X.3Ia., el equilibrio estable se alcanzaría' cuando las dislocaciones. estuvieran a 90°. es decir, una encima de otra. Esto originarfa una disminución de la energfa del cristal (menor dislorsión). acom-
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Fig. X.31. Interacción entre dislocaciones de cuño. (o) de igual signo. (b) de distinto signo.
DENCIA E INGENIERlA. DE MI'l TERlALES
432
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(b)
(a)
Fig. X.32. Poligonización por actiooción térmica.
pañada de una desorientación entre las zonas del cristal separadas por esa pared de dislocaciones. En algunos metales, como el Aluminio, con más facilidad para el trepado (climb) de las dislocaciones, la energía de un cristal que contiene un exce· so de dislocaciones de cuña positivas ~como -como ocurre al curvar ligeramente un monocristal, ver Figura X.32a.- puede disminuir si se eleva la temperatura: debido a la activación térmica (que facilita el deslizamiento de dislocaciones que se atraen, y el trepado de éstas) las dislocaciones se disponen formando paredes estables como en las Figuras X.32b. y X.33.; gelleralmente la separación en altura de las dislocaciones, h, resulta constante para minimizar el estado de tensiones elásticas que producen los planos "extra" de cada dislocación. Cuando ésto ocurre se dice que el metal ha poligonizado: pudiendo advertir~ la formación de subgranos. con ligera desoritntación entre ellos, en
b
I
h I
Fig. X.33. Poligonizaóón.
rEORlA DE LAS DISLOCAOONES
433
el interior del monocristal (Lacombe). El ángulo de desorientación a través de cada pared de dislocación es sen 8 = b/h: si la distancia entre dislocaciones verticales, h, es constante y como el ángulo resulta pequeí'lo -como máximo 10° - puede decirse que el ángulo de desorienlación es b/h. Por lo que respecta a las drslocaciones de hélice su campo de tensión es radialmeme simétrico y las fuerlas de atracóón o repulstón entre dos dislocaciones de hélice paralelas separadas entre sí una distancia r son simplemente tangenciales: al no haber plano "extra" tampoco hay componentes normales de tracción o de compresión: la fuerla entre ellas depende de la distancia que las separa y de los vectores de Burgen de una y otra dislocación: F r = (b 1 • b¡ : r) . G : 2 :Ir r
ESta será la fuerza con que se repelen entre sí ambas dislocacKmes de hélice paralelas si los vectores de Burgers son del mismo signo (o se atraen si son de distinto iigno).
Fig. X.34. Cristales cúbicos de caras centradas: apilamiento de litamos.
X.B. DISLOCACION DE SHOCK LEY y DEFECTOS DE APILAMIENTO
En 1.3. se ha hecho referencia al apilamiento de átomos, de modo como pacto, en el sistema cúbico de caras centradas: con átomos tangentes entre sí, dispuestos en planos paralelos (111), de tal modo que cada átomo es tangente a otros seis en su propio plano B (el plano de la Figura X.34.) yade-
CIENC/.A. E INGENIERJA DE MA TERJALES
más, a Ires (situados en l'I plano inmediatamente superior) y a aIras Ires del plano inferior, A. inmedi::llamente contiguo. El apilamiento sobre estos planos ti 11) sigll~, ~n los sucesivos planos paralelos, la seriación A, B, e, A. B. C. A. B. e, ele. (ver Figura 1.7b.). Exisle también la posibilidad de un dt'sorden ~n este apilamiento; A, B, C. A, B I A. 8, C. A. 8. C. etc. En 1:1. Figur:J X.35. pueden verse, en planta. dos planos paralelos (111), sucl·~i\'Os. los átomos marcados con e est<1n situados en el plano (111) sup~rior: debajo de ellos se aprecia, en el plano (III) inmedialamenle inferior. la presencia de álamos 8. Para que el apilamiento no resulte defectuoso las normales al plano trazadas por el centro de los átomos e. deber.1n atra\'t'sar los centros de todos los álamos e del cristal, localizados en otros pl:lllOS Sllpt'riort's o inferiores al de la figura (puede comprobarse Que los :HOlllOS e del plano superior de la fotografia se localizan precisamente en estos puntos), Lo mismo cabe decir respecto a los átomos B o a los átomOS .\. T:lIllhi~1l se han sci1al:ldo, con una letra A, los huccos correspondientes
Fig. X.35. Apilamiento de átomos en el plano (11 JJ.
a las normales al plano que habr.1n de atravesar los centros de los átomos de tipo A si el apilamiento no es defectuoso. En la misma Figura X.3S. se ha indicado una dirección compacta 101 TI. El plano perpendicular a esta dirección ser.1 el (O 1 ¡). En la Figura X.35. se senala, también, la posición que ocuparía en una hilera de átomos defectuosamente apilados en el plano superior: es decir, con sus centros situados
435
TEORIA. DE LAS DISLOCACIONES
en las verticales correspondientes a A en lugar de la correcta posición que, para ese plano, es la C. Curiosamente los planos (IIO) del sistema cúbico centrado en las caras son planos "ondulados"; los centros de los átomos que integran, por ejemplo, el plano (O 1 i) de la Figura X.35. no están situados en ese plano sino. alternadamente, a uno y otro lado del mismo, formando un entramado que puede apreciarse en la Figura X.36. Esta figura corresponde al plano (O I T), visto de perfil, perpendicularmente al plano (111) (nótese que el plano está aparentemente constitufdo por dos semiplanos). La tFaza sobre el plano (111) es la linea quebrada que puede verse en la Figura X.35. (para poner de manifiesto la traza de cada "semiplano" algunos de los álamos aparecen de color oscuro). La forma de este plano juega un rol importante en la posibilidad de desdoblamiento de las dislocaciones perfectas. En la Figura X.37. se ha quitado una hilera de átomos para poner de
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lb)
fig. X.36. Vistas del plano ( O 1 j)
e/ENeJA E Il\'GF.NIERlA DE MATERlALES
436
X.37. Dislocación de cuña
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vector de Burgers
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2"\ OJ J 1.
Fil. X.38. Ihldoblamienlo de uno di&/ocación perfecta en dos imperfectas.
437
TEORlA DE US DISLOCACIONES
manifiesto el vacío que quedar/a sobre el plano (111) de existir tina dislocación perfecta, de cuña; que, por tanto, tuviera ese plano (111) como plano de deslizamiento, su vector de vector de Burgers en la dirección 1O I T I con módulo igual a al ..[7., sit:ndo a el parámetro de la celda cúbica-, y como pl:Jno "extra" el (O 1 T). ti vector de Burgers de esa dislocación perfecta podría descomponerse muy fádlmente en otros dos vectores de dislocaciones imperfectas -que forman cada uno de ellos 30° con el vector de Burgers principal- si se produjera un ligero desplazamiento de los álomos e en las direcciones y s.:ntidos indicados (desde e a A) en la Figura X.38. El vacío que supone la allsenci3 del plano (O 1 í) se descompondría, así, en otros dos vacíos: de modo análogo aunque con esfuerzos muy inferiores- a como un plano (O I T) puede separase en dos semiplanos. Este desdoblamiento del vacío correspondiente al ¡ liD j equivale al desdoblamiento de una dislocación perfect3 de cuña. El desdoblamiento de la Figura X.38., que en notación vectorial serfa,
a/2 [O 1 i
1
a/6 [1 1 2
I + 3/6 1T 21 I
tiene lugar con gran facilidad para, de ese modo, disminuir energía del cristal. 2 La energla de la dislocación rerfecta 01/2 rOl TI e, igual a K.b 2 ; siendo b igual a 2 (0.a/2)2 + (1.a/2)2 + (-I.a/2) . resulta ser K.a /2. En tanto que la energia de cada dislocación imperfecta es: a K .01: siendo b1 igual a (a/6)2 + (a/6)2 + (2.a/6?; y por tanto. la suma de energ(as de ambas dislocaciones imperfectas resulta K.a 2 /3 (inferior a la de la perfecta).
Estas dislocaciones "imperfectas" (así denominadas porque el vector de Burgers no es una distancia interatómica), que surgen por desdoblamiento de una dislocación perfecta, manteniéndose el mismo plano de deslizamiento. se denominan dislocaciones de Shockley (quien, juntamente con Heidcnreich, sugirieron su existencia en 1948). En consecuencia las dislocaciones perfectas, en metales del sistema cúbico centrado en las caras tienden a desdoblarse en dos dislocaciones imperfectas que enmarcan entre sí un defecto de apilamiento (nótese que los átomos del plano de deslizamiento comprendidos entre las dislocaciones imperfectas ocupan posiciones A). El defecto de apilamiento, así formado, tiene la altura de una distancia interplanar solamente. En efecto, la seriación A, B, e, A, B, queda interrumpida al producirse un defecto en el plano siguiente, inicialmente e, cuando los átomos, que debieran estar en esas posiciones, pasan a posiciones defectuosas A. Nótese que por encima de ese plano del defecto de apilamiento, I A, la seriación de planos seguirá siendo la propia de un cristal con apilamiento regular a partir de este plano, es decir, B, e, A, B, e, etc. Por tanto la seriación tolal de planos (1 11) es: A. B, e, A, B, I A, B, e, A, B, e, . Un sólo defe..:to de apilamiento. es decir 1:1 secuencia A. S, C'. A. B, I A, B,
e,
A, B, e,
438
CIENCIA E INGENIERlA DE,\fA. TERlALES
etc .. componaría. para un metal del sinema cúbko de caras centradas, la presencia de una laja de e~ mismo metal. pero con cristalografia exagonal en su ¡nterror (A, B, I A, B) Y una altura de CU8HO espaciados imerplanares lltl
t.
Las dos dislocaciones Shock ley de la Figura X.38. tienden a repelerse, por ser del mismo signo, y al hacerlo contribuyen a disminuir aún más la energia que supone la presencia esas dislocaciones en el cristal: pero al irse separando van enmarcando, entre ambas, un mayor número de átomos A en posición defectuosa, es decir aumentan la anchura del defecto de apilamiento (cuya altura seguirll siendo de 1 espaciado inlerplanar). El plano B ¡nferror al del defecto de apilamiento resulta, pues, como la imagen especular. respecto a ese plano del defecto. del plano inmediatameme superior B; por eso sude decirse que el plano del defecto de apilamiento se puede considerar también como el plano de una macla submicroscóptca. de altura una magnitud interplanar (111)
Todo def~cto en el apilamiento de átomos supone un aumento de energía si se toma como referencia la energía de ese cristal sin defectos de apilamiento. Para algunos metales, como por ejemplo el Aluminio, la energ(a por defectos de apilamiento es grande: 200 ergios/cm 2 . En tanto que para otros, en cambio. es pequeña: 80 ergiosfcm 2 para el Niquel, 40 para el Cobre. 30 para el Oro, 20 para latones alfa, 13 para aceros inoxidables austenflicos. etc. La anchura final de un defecto de apilamiento enmarcado entre dos disloc;¡dot1l~s imperfectas resultará grande si es poco el aumento de energra que el defecto de apilamiento introduce en el cristal. Ya que la anchura de eSt' defecto resulta de un equilibrio entre la disminución de energra que produce la separación entre las dos dislocaciones de Shock ley, ambas del mismo signo. y el aumento de eAergfa debido a la anchura del defecto de apilamiento creado entre ambas. ' Recfprocamente. en metales con alta energfa de defectos de apilamiento. como por ejemplo el Aluminio. estos defectos. o no se presentan. o su anchura (no su altura, que siempre es de una distancia interplanar) es pequeña: solamente de una o dos distancias interalómicas. La dislocation pt"rfecta desdoblada en dos imperfectas de Shock ley, enmarcando un defecto de apilamiento de anchura constante, recibe el nombre de dislocación ensanchada. Se denomina nodo de la dislocación al punto triple de concurrencia entre la dislocación perfecta y las dos Shock ley en que se desdobla 'lquctla: yen general recibe este nombre el punto de encuen· 1ro de tres dislocaciones.
X.S.l. Dificultad de las dislocaciones ensanchadas para moverse por deslizamiento cruzado (cross slip) y por trepado (climbl Una dislocación perfecta de cuña. del sistema cúbico de caras centradas, desdoblada y ensanchada en dos imperfectas, puede avanzar en su plano de deslizamiento. con pequenos esfuerzos. si el vector de movimiento es
rEORlA DE LAS DISLOCACIONES
439
perpendicular al frente de la dislocación perfecta; las dislocaciones imperfectas avanzan, en las direcciones indicadas cn la Figura X.39., mediante pequeños desplazamicntos dc los átomos situados a uno y otro lado de las fronteras quc cnmarcan el defecto de apilamiento, y al moverse mantiencn la _anchura dcl defccto dc apilamiento, que -a modo de reguladorse desplaza como un almacén de átomos entre las dislocaciones parciales . en movimicnto. Obviamcnte -como cualquicr dislocación de cuña- no puede hacer cross slip,
Fig. X. 39. M()I'imicll/o (le una dislocacio!l (le CUIla ellsallc!uula,
También una dislocación perfecta de hélice, desdoblada en dos imper. fectas, puede desplazarse en su plano de deslizamiento si el vector de movimiento es perpendicular al vcctor de Burgers b de la dislocación perfecta (véase Figura X.40a. y X.40b,), Pero no puede deslizarse sobre cualquier plano sino sólo sobre cl plano del defccto de apilamiento: ya que -a diferencia dcl vector de Burgers dc la dislocación perfecta- los vectores de las dislocaciones imperfectas de hélice no son paralelos a la intersección de los dos planos de deslizamiento 1 111 ¡ : para poder hacer cross slip en el otro plano se requiere previamcnte un estrangulamiento de la dislocación ensanchada -una recomposición como la indicada en la Figura X.40ca fin de quc el vector de Burgers sea nuevamente el de la dislocación perfecta de hélice, paralelo a la intersección de planos, Para el desplazamiento por cross slip de las dislocaciones de hélice ensanchadas se requierc previamente, por tanto, una recomposición de la dislocación perfecta; lo que, exigirá gran esfuerzo y rcsultará diffcil si el defecto dc apilamiento es de gran anchura.
CIENCIA E lNGENIERJA DE MATERIALES
440
••
{mI
Fig. X.40. Movimiento de una disfococión de hélice desdoblada.
Por eso en los materiales metálicos del sistema cúbico de caras cenlradas. y con alta energía de defectos de apilamiento, como el Aluminio, las dislocaciones de hélice pueden hacer ero ss slip más fácilmente que en aquellos que, por tener baja encrgfa de defectos, como por ejemplo los aceros inoxidables austeníticos. presentan anchos defectos de apilamiento. Esto se traduce. como se verá más adelante, en su diferente comportamiento iI la deformación en fr(o (reL XI.4.) y a la dtdormaci6n en caliente (reL XII.6.). También para las dislocaciones de cuña ensanchadas es más probable su recomposición en sencillas cuando los materiales cúbicos de caras cen· tradas tienen alta en~rgfa de defectos de apilamiento (y, por tanto, enmar· can defectos de poca anchura). Esa recombinación faciJita el movimienfo por trepado (climb. rer. XA.J.) de las dislocaciones de cuna ensanchadas, al ser activadas térmicamente, y ello explica el particular comportamiento de estos materiales durante la restauración (rer. XI l.::!.).
nORIA DE LAS D1SLOCItCIONES
X.9.
441
LA BARRERA DE LOMER COTRELL
Una inmovilización de dislocaciones, en mct.\les cúbicos de caras centradas, puede producirse por reacción de dos dislocaciones de Shock ley :11 moverse sobre planos secantes si la suma de vectores de Burgers de las dislocaciones imperfectas d:i como resultante otra dislocación de vector de Burgers situado en un plano no compacto I 100 t . yen consecuencia no de r:icil deslizamiento. En la Figura XAI. se ilustra el desdoblamiento. en parciales. de la dislocación perfecta a/2 I O I T1 situada en el plano de deslizamiento (111 l.
z
B
A~=--
V
__-.Y
x
llf} A Fig. X.41. Desdoblamiento de la dislocación 1 O 1 7 I .
B
C/ENCIA E INGENIERlA DE MA. TERlALES
442
y en la Figura X.42. se indica el desdoblamiento de la dislocación a/2 [ 011 que desliza en el plano ( I I ¡). Estos desdoblamientos son:
a/2 101 T J = a/6 [1 1 2 )(directora) a/2 r 0111 = a/6 [ 112 J (d¡rCClora)
+ a/6 [í 2 í J (rastrera) + a/6 [121 J (rastrera)
Al avanzar ambas dislocaciones directoras, hacia su encuentro, y reaccionar en la intersección de los planos (111) Y (11 '1) -ver Figura X.43.la resultante es:
a/6 I I I 2 ] + a/6 [ 112 1 = a/3 I I 10 1 lo cual supone una disminuciÓn de energía si se compara la energía de esta dislocación resultante, igual a 2.a 2 /9, con la suma de energías de las dislocaciones directoras reaccionantes que es a 2 /3.
z B
Y
x
A B ~--......,...--------,.
rIB. X.42.
lksdoblam~nto de
dislocación
o
I OJ
1
la
J.
TEORJA DE LAS DISLOCACIONES
443
z
z
v
x
01'--------' Fig. X.43. Fonnac;ón
d~
una barrera d~
Lom~r.cotr~ll.
Obsérvese (Figuras X.44. a y b) que, al ir reaccionando ambas dislocaciones direCtoras, los ]{mites de los defectos de apilamiemo se van disponiendo paralelamente a la charnela AH (el freme de dislocación formaba 30° con la direcc;on AB ames de la reacc;ón).
La dislocación imperfecta resultante, a/3 [ 110] , denominada barrera de Lomer-Cotrell (por haber contribuido ambos, en 1951 y 1952 respectivamente, a precisar su existencia) es una dislocación inmóvil que actúa efectivamente como una barrera: la charnela entre planos forma un límite (denominado por los anglosajones "varilla de alfombra") para los defectos de apilamiento -del plano (111) y del plano (J 1 T)- comprendidos entre la charnela y las dislocaciones rastreras. Las barreras de Lomer-Cotrell, que se presentan en metales del sistema cúbico centrado en las caras, se pueden vencer con temperaturas o/y tensiones elevadas, por ejemplo por deslizamiento sobre el plano) 100 ( ; aunque está demostrado que las dislocacK:lnes de hélice apiladas por barreras de Lomer-Cotrell pueden escapar haciendo cron slip, antes de que la tensión sea 10 suficientemente alta como para poder romper las barreras. En metales del sistema cúbico centrado en el cuerpo aparecen dislocaciones parciales a/6 1I1 >, similares a las de Shockley, pero formadas por un mecanismo no bien conocKio. Cotrell ha sugerido que una dislocación perfecta a/2 III puede disociarse, para disminuir energía, según:
<
<
./2[111)
./3[II2J
>
+ ./611ITI
En los metales cúbicos centrados en el cuerpo tiene más imeres OtrO sistema de lnmo· viliu.dón de dialocacionel, sin disociación en imperfectas, propueslO tambien por Couell: el clivoze. Cuando una dislocadon de vector de burgers al2 [ TTI] Y plano de desliza· miento (101) avanza, como se indica en la Figura X.45., al encuentro con otra dislocación al2 [ 111 ] , que se desliza sobre un plano de deslizamiento (10 reaccionan
n,
444
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TERlALES
A ~t44-~------7
B
(a)
B
(b)
Fig. X.44. Planos ( 1 1 1 ) Y ( lIT) abatidos sobre el plano del dibujo.
445
TEORMDE~DfflL~aONES
(101)
>l
> (001)
>l
la,
lb)
Fig. X.45. Cliuaje en los metales cúbicos de cuerpo centrado, según Cotrell.
-para disminuir energia- dando una dislocación unidad inmóvil; por estar situada en un plano que no es un plano ordinar;o dt' deslizamiento:
./2 ( T T 1 I
+ 0/2 (1 1 1 I
~
'1 OO 1 J
Por otro lado, este plano (001) es un plano de fácil despegue -a lo largo de él se produce la fractura frágil en metales cubicos centrados en el cuerpo-, con lo que la formación de esa dislocación en el plano de despegue equivale a introducir una microgrieta de espesor igual a un espaciado retkular; que puede coalescer con otras dislocaciones adi· cionales, formadas de modo similar, induciendo una rOlUra por despegue (clivaje). Elite mecanismo parece ler relponllble de la baja tenacidad que (comparativamente a los metales cubicos centrados en las caras) presentan los metalel cl1bicos centrados en el cuerpo cuando son deformados a baja temperatura. En cuanto a las dislocaciones perfectas de metales exagonales compactos, con vector de Burgers en la dirección < I I ~ O >, y plano de deslizamiento el plano basal (0001). pueden descomponerse. para reducir la energia, en dos dislocaciones de Shockley. produciendo un defecto de apilamiento en el plano (0001) (que es el unico plano en que puede moverse la dislocación ensanchada) a(11201=a(IOIO]+a(01101
X.10. DISLOCACIONES IMPERFECTAS DE FRANK
La condensación de lagunas puede dar origen, también, a dislocaciones inmovilizadas. Una red cristalina puede sobresaturarse de lagunas al ser enfriada porque la solubilidad de equilibrio de las lagunas disminuye al descender la temperatura. Si el enfriamiento es demasiado rápido para permitir que las lagunas difundan a regiones receplOras (tales como superficies, límites de grano, o dislocaciones) pueden condensarse en grupos (cfusters). Estos, una vez alcancen un cierto tamaño, se acumulan para formar anillos. También pueden formarse lagunas por otras causas tales como irradiación, o incluso por defonnación plástica. En los metales cubicas de caras centradas, la condensación de un disco de lagunas en plano (111), tal como se indica en la Figura X.46 .. crea un anillo de dislocaciones de cuña cuyo vector de Burgers a/3(111 les perpen-
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
446
Fig. X.46. Fonnación de una dislocación de Frank por condensación de laguna.s en un plano C.
dicular al plano (11 1): ese :millo de dislocación de Frank, l'nderra un defccto de apilamiento que impide el movimiento de esas dislocaciones (sólo padr(an moverse si hiciera c1imb el defecto), La I,':nergía de una dislocación de Frank es a 2 /3. Cuando. como en este caso, el vector de Burgers dt' un anillo de dislocaciones es perpendicular al plano del :millo. el anillo recibe el nombre de dislocación prismática. Esta dislocación, además de resultar inmóvil. supone un obst:iculo para el movimienlO de olras dislocaciones. Si bien. como
veremos en el apartado siguiente, el defecto de apilamiento puede desaparecer por reacción con dislocaciones de Shock ley . También en metales exagonales pueden formarse, por condensación de lagunas. dis· locaciones prismáticas con veClor de Burgers perpendicular al plano basal 1000 I J. Pero. a diferencia de los metales cúbiros de caras centradas. la condensación de lagunas no crea inidalmenle un defeclo de apilamtenlo sino que produce primeramente un contaclO entre átomos situados en la misma posición (dos planos B en la Figura X,47b,) 10 que fuerza, después, a la formación de un defecto de alta energCa de apilamiento (Fig. X,47c.).
.,
defecto de
~~~~~i~1E~~;~~~i~~~,i Id
Fig. X.47. Condensación de lagunas en metales exagonales. Las (lechas indican alteraciones de planos necesarios para disminuir fa energ(a de CM defecto. (Hull).
447
TEOIUA DE LAS DISLOCACIONES
X.ll. REACCIONES ENTRE DISLOCACIONES. NOMENCLATURA DE THOMSON
La nomenclatura de Thomson resulta muy conveniente para expresar de modo simple las posibles reacciones entre dislocaciones, en metales del sistema cú.bico de caras centradas. Véase primeramente, en la Figura X.48., el tetraedro formado al unir los vértices de la celda cú.bica elemental. Las caras del tetraedro son planos J I1I t y las aristas del telraedro son direcciones < 110> (como recordalorio se indican los (ndices de Miller de los planos y ariSlas de dicho tetraedro en la Figura X.49., abaliendo sobre el plano de la figura -coincidente con el ABe-las caras dellelraedro). Los rndkes de Miller de la Figura X,49. están determinados lomando (omo o.:oor; denadas canesianas del vértice 1\ los valores: XA = 1 YA = O ZA = l. PlHa B: XH = O. Y H = [, ZB = l. Para C: Xc = 1, Ye = 1, Ze = O. Para O: Xl) = O. Vo = O, Ze =0. Por eso, por ejemplo, el vector que une B con A --obtenido restando de [as wordenadas de A las de B es < I i O 1, el que U:1e O con B es . etc.
En la nomenclatura de Thomson los vértices se designan A, B, C', D y los puntos med ios de las caras opuestas se denominan 0'. O. "Y, b. El vector que une dos puntos del tetraedro se especifica. en dirección y sentido, por dos letras cuyo orden indica el sentido. Asf, el vector que une B con A en esa dirección se designa como AB; el que une A con B como BA, el que une e con B es Be, etc. El vector que une un vértice -v.gr. el A- con el centro de la cara opuesta se designa O'A. El que une el punto medio de la cara ABe con el punto medio de la cara AC'D se designaría Bb. De eSle modo el desdoblamiento de una dislocación perfecta a/~ < I 10 > en dos dislocaciones de Shock ley Se describirfa como una reacción:
y
Fig. X.48. Tetraedro de Thom50n.
C/ENC/A E lNGEN1ERlA DE MA TERlALES
448
D
Fig. X.49. Notaciones en el tetraedro de Thomson.
AB
~
AS
+ S B
resumiendo de ese modo, (recuérdese que las componentes X, Y, Z del vector del primer miembro han de ser 1:J suma de las componentes X, Y, Z de cada uno de los vectores resultantes), la descomposición de un vector tal como:
a/2 1I ¡O I ~ "/6 1 1 "2 1 J + a/6 12 T i I Análogamenk se describir fa el desdoblamiento de otras dislocaciones perfectas en dislocaciones de Shock ley ; V.Gr: DA D~ BD = 80:
+ +
~A
aO
o la formación de una barrera de Lomer-Cotrell por reacción de dos de las imperfectas anteriores: Nótese que los vedares de Burgers de las dislocaciones de Lamer-CalTell son los que unen los centros de las caras a/3, 6a, CXO, /ja, etc., y aparecen, por tanto, en 6 orientaciones posibles (paralelas a las aristas del tetraedro de Thompson).
449
rEORlA DE LAS DISLOCACIONES
Las dislocaciones ot3. {3t:x, O'b. eto.:. son ejemplos pankulares de dislocaciones de Lamer, Cotrell. En general se formarán barreras,de Lomer-Cotrell cuando la reacción entre dislocaciones de Shockley sea energéticamente f avorab1e. Así. por ejemplo: Reactantes:
Energía reactantes:
Producto:
(b 2
2
+b]
36/a
2
Energla resultante' b 1 2 . 36(a 2
b 2 +b J
Barrera
SB + B)'
Ó'y
l'
2
SS + "(A
Ó'y/BA 1/3 <001 >
12
4
oD!C,
12
8
12
10
oC + D-y
2).
1/3<110> SB +"(0
Ó'y/BD 1/6 <013 >
En que. por convención, en la segunda columna, un vector V.gr. PQ- representarla al vector que une P a Q; y PQ/RS representa un vector dos veces la longitud del vector que une el punto medio de PQ con el punto medio de RS.
La nomenclatura de Thompson permite, también, describir de modo sencillo la disociación de una dislocación perfecta en dos de Shock ley y una Lomer: BA
~
Ba
+
a~
+
~A
O
Do ---¡,C---
Fig, X.SO, Desaparición de una dislocación de Frank por reacción con una dislocación de Shockley.
450
CIENCIA E INGENJERlA DE MA TERlALES
o
-----
Fig. X.51. Fonnación de defectos tetraedro/es.
B
TEORlA DE US DISLOCACIONES
451
La misma designación dt: Thompson permite expresar cómodamente que una dislocación de Frank puede desaparecer por reacción con una disloca· ción de Shockley:
+
5C = OC (ver Figura X.50.) a/3 [ 111 J + a/6 111 J 1 = a/2 1110 1 05
Esta reacción ocurrirá solamente cuando la energia de defeclos de apilamiento es grande: porque al no haber variación de energía en la recombinaci6n, pues la energía sigue siendo igual a a2/2, la minimización de energía se produce por desaparición del defecto de apilamiento.
Una dislocación de Frank puede disociarse para dar una de Lomer-Cotrell y una de Shock ley:
D6 =
D~
+
a/3 11 11 ) ~ a/6 [2 I 1]
~6
+
a/6 [ O 1 1
I
este tipo de disociación (energéticamente favorable ya que la energ{a de la de Frank es a 2 /3 y la suma de energfas de las otras dos es 2 a 2/9) es responsables de la formación de defectos tetraedrales de apilamiento. en metales con baja energía de defectos de apilamiento, como puede verse empleando la nomenclatura de Thompson: Imagrne~ un "anillo" triangular de defectos de apilamiento como el de Ja Figura X.5Ia. con vector de dislocación de Frank D6. El anillo está formado por frentes de dislocación de cuña cuyos vectores de Bu~ers son el de Frank. Cada frente de dislocación de l:uña, o tramo recto del "anillo", est.lf inmOvilizado; pero -por ser direcciones < liD >- pueden originarse reacciones tales que el vector de Frank se disocie en un vector Lomer-Cotrell y otro de Shock ley (ver Figura X.51 b.): D6=D~+~6
D6 = D, + ,5 06 = Da + 0:5 en la primera de las reacciones, {35 es una barrera inmóvil de LomerCotrell; pero repele a la dislocación Shock ley que tiene vector 0{3. Y éste -situado en el plano CAO- puede curvar el frente CA hacia el vértice O tal como se indica en la Figura X.5Ic., dejando tras de si, en ese plano CAD, un defecto de apilamiento. Análogamente, por lo que respecta a la segunda reacción, ocurre con la dislocación de Shock ley de vector Doy: y lo mismo sucede con la dislocación Da. En su avance esas dislocaciones de Shock ley lI~an al vértice O y quedan inmovilizadas. habiendo formado previamente un tetraedro de materia delimitado en sus caras por defectos de apilamiento. Estos defectos tetraedrales sólo se formarán si la energía total en el tetrae· dro (energra de las dislocaciones y energía de los defectos) es menor que la energra del anillo de dislocación Frank a partir del cual pueden formarse,
CIENCIA E INGENIERlA. DE MA TERlALES
452
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XI Acritud. Bases metalúrgicas de comportamiento y propiedades mecánicas en frío. La dureza, determinada en frío por un ensayo que comporta la deformación por fuerza de compresión, es un modo de producir llna deformación
plástica permanente, aunque localizada. Varios son los métodos para determinar b duraa de un material metálico. El ensayo a realizar consiste en la aplicación de cierta carga sobre un penetrador midiendo después la huella producid3 en el material. El penetrador suele ser una bola de acero templado (Dureza 8rincll, Dureza Rocwell B) o una pirámide de diamante (Dureza Rocwel1, Dureza VickerSI. Sobre el modo de realizar los ensayos puede el lector consultar, por ¡,:jempio, las normas espanolas (reL UNE). Por lo que respecta a endurecimiento parece conveniente distinguir dos aspectos. En primer lugar (XL1) la distinta dureza que presenta un mismo material -antes y después- cuando se produce una deformación de ese mataial durante cualquier proceso de conformado en frío (work hardening). Incluso al realizar un ensayo de tracción en frío puede apreciarse que la dura.a del material antes del ensayo es menor que una vez concluido el ensayo de tracción. En segundo lugar las diferencias de dureza entre un melal puro y l'Sl' mismo metal. pero en varios supuestos: metal con átomos en sollu:ión sólida de inserción (XUU, con átomos en solución sólid¡l Je sustitución (XI.9.), con segundas fases precipitadas en la matriz met¡i1ica (XI.10.), con gran nLunero de lagunas (XI.1I.J. La deformación plástica en frío, enlOl!lls esos casos. es, precisamente, la conferida dur:.lt1te ]¡.l realiz:H:i{~n del propio ensayo de dureza. X1.1. ENDURECIMIENTO POR DEFORMACION EN FRIO: ACRITUD
Xl. 1.1. Acritu d en el monocristal La deforméJción en frfo de un lllonocristal metálico produce una mu1tiplicidéJd de dislocaciones. a partir de léJS previamente exish.:nks. (reL Mecanismo de Frank Kead), 'HJemás de poner en movimiento tanto las previas como las nueVéJtnente generéJdas. Como se volverá éJ recordar sumariamenh.: en los p:lrrafos siguienks, las dislocaciones, al desplazarse (y producir una ultralllieroplasticidad), demandan esfuerzos externos crecientes para poder proseguir su lllovimicnto. Por una parte las dislocaciones del mismo signo. y con igual plano de
454
CIENCIA E lNGENIERlA DE MATERIALES
deslizamiento, van resultando inmovilizadas, durante la deformación, a causa de las rctrolensiones que se producen al avanzar en la misma dirección; ya que las dislocaciones del mismo signo se repelen. Lógtcameme algunas dislocaciones de signo contrario pueden llegar a anularse entre si; ~ro, en la práctica, para que esto se produzca significativamente, y por tanto se advierta un ablandamiento por este motivo, es necesario activar térmicamente las dlsIOC:!<:lones. elevando la temperatura, a fin de que las dislocaciones puedan trepar y produzcan una poligonización (ref. X.?).
El frenado de una dislocación puede, también, ser ocasionado por obsl:iculos que se opongan a su avance, salvo que la dislocación pueda moverse por cross slip (reL XA.3.) hasta olros planos de deslizamienlo para evitar aquellos obst,(1[:11111,.'1111,.' h).~ h;I~:lks (00011. [as distocaciolh.'S dl' CIl1~:1 resu[t:lll l11:1s inmovi[i/,;lda~. ['or 1,.'[1,) .:[ :Hllll~lllo r~1:Itivo ,-k uurl.'za 1.:011 r~spl.'cto a la dd melal 110 d~ftHIII;ldo. l'S lIlucho mayor qUl' d autllt'lIto rdativo dI,.' dureza que, para igual ddl.HllIal.:ibn, ")(IWrillll.'lllan los mcla!l's del sislt-ma cúbico (tanto dd :-istl'llla l'l,.'lIlrado 1,.'11 d l.:ucrpo como del sislt=ma cl'ntrauo en las caras). Para l.'olldlllt" l· ... tl,.· ap;lrlado puede señalarse qUl'. t'n uetlnitiva, la deformación plástica de /In monocristal, en frío, que n:sulta de una integración lk lIIjcroddorlllal'Íolll's producidas por movimi~nto de dislocaciones, endurece progresivamente al cristal. Una deformación ~n frfo complemen13ria qu~ permili~ra rl,.·....olllponl'r las dimensiones externas del cristal no lo ablandarfa sino {jUI,.' lo l,.'mlllTn.'cria aun más. La permanencia de dimensiones
PROP1EDADES MECAN1CAS EN FRlO
455
antes y después de una deformación en fria (invariabilidad del grado de forja mecánica) nada indica sobre los efectos de la forja "metalúrgica"en frfo. Aunque la palabra "forja" responde a un modo concreto de deformar el material meta· lico, es frecuente su uso como sinónimo de "conformado por deformación mecánica del sólido"; por lo que es habitual, la designación "forja en frio" o "forja en caliente" para indicar cualquier conformado mecánico.
XI.1.2. En el agregado policristalino El lfmite o junta de grano t=S una estructura dt= tránsito. intt=rmt=dia, entre granos cristalinos dt= orientación cristalográfica diferente (muy superior a la desorientación entre subgranos mencionada en X.7.). La junta dt= grano tiene una anchura de pocos diámetros atómicos, y su energfa es del orden de unos 600 ergios/cm 2 . En la junta de grano existen dislocaciones y defectos cristalinos. Ello posibilita el cambio abrupto de orientación entre los dos cristales, situados a uno y otro lado de la junta, sin que el sólido constituido por t=sos granos pierda su continuidad material. Debido a su alta energ ia, las juntas de grano son lugares preferentes para alojar átomos por difusión. y por tanto, para inicio de transformaciones por precipitación y/o alotropía en aleaciones sólidas.
Los lfmites O juntas de grano influyen notablemente en el comportamiento elástico y plástico de los metales. Para deformaciones efectuadas a tt=mperaturas altas (superiores a un cierto valor, denominado temperatura equjcohesjva, que es dt:1 orden de 1/2 de la temperatura de fusión del metal expresada en "K) la resistencia de la junta de grano es inferior a la del interior del cristal. En cambio, como es el caso considerado en este Capítulo XI, a temperaturas inferiort=s a la equicohesiva ocurre lo contrario. X1.2. EL ENSAYO DE TRACCION
Se trata de un tipo de ensayo habitual en la industria, al qut= nos referimos ahora, para poder ilustrar la acritud desde otra perspectiva diferente de la dureza. Para t=ste ensayo se sujeta la probeta del material a ensayar entre las dos mordazas de una máquina de tracción (ver Figura XLI.); y se somete la probeta a una fuerza monoaxial que va aumentando de forma progresiva. Un método de registro permitt= conoct=r en todo momento la fuerza F aplicada por tracción y la longitud L que va adquiriendo la probeta como resultado de la lenta tracción en frío. Lógicamente el ensayo de tracd6n puede h,Kerse también a alta temperatura, para ello la probeta sometida a tracción se coloca en el interior de un horno, pero no nos referimos aqu í a ese tipo de ensayo.
456
C1ENCIA E INGENlERJA DE MATERIALES
FiK. XI.!. Máquina de tracción.
XI.2.1. Curva convencional de tracción Observando la curva de la Figura XI.2., correspondiente a la tracción de un acero dulce calmado, se advierte que desde el comienzo del ensayo de tracción y hasta el punto X, las deformaciones de la probeta son directamenh: proporcionales a las fuerzas aplicadas; se trata de una deformación elástica: la probeta recupera sus dimensiones iniciales si cesa la aplicación de 1<1 fuerza. A partir del punto X se inicia una deformación plástica uniforme de la probeta que se va alargando a expensas (el volumen de la probc~
(a permanece invariable) de una reducción uniforme de la sección, y constante a lo largo de toda la probeta.
Nótese que para poder proseguir estas deformaciones plásticas uniformes. desde X hasta M, se precisa emplear fuerzas cada vez mayores: tenemos pues aquí otra manifestación de la acritud; cuanto más se va deformando el material metálico por tracción en frío mayor va siendo el esfuerzo necesario para poder proseguir la deformación por tracción. La figura X1.9. que incluye las curvas convencionales de tracción de diferentes materiales metálicos muestra que, por ejemplo. el latón es más sensible a la acritud que el Aluminio.
PROPIEDADES MECANICAS EN PRJO
457
Si la sección inicial de la probeta metálica es So, y su longitud Lo, la
curva convencional de tracción del material metálico, también llamada curva de tracción ingenieril o tecnológica, de la Figura X1.2., suele tener por ordenadas -en vez de la fuerza aplicada F ,éste valor dividido por una magnitud constante: el valor So. El valor de F: So en cada instante del ensayo recihc ...J nombre de esfuerzo, o tensión (stress), aparente (aa). Análogamente, en abscisas, con un sencillo cambio de escala, suele señalarse -en vez de la longitud L que va adquiriendo la probeta- el valor (L/Lo -1) o 10 que es lo mismo (l-lo): Lo: valor que recibe el nombre de deformaciÓn (strain) o alargamiento unitario A (o, si se multiplica por 100, alargamiento porcentual A %). El esfuerzo F: So que es preciso sobrepasar para que se inicie la deformación plástic,l se denomina, industrialmente. límite elástico práctico (yield strength), RCü.2' de material. En muchos casos no resulta fácil determinar con exactitud el esfuerzo correspondiente al límite elástico. Por ello se suele tomar como límite elástico práctico el esfuerzo que produce un alargamiento permanente de 0.2% (correspondería al punto X de la curva. obtenido por intersección de la paralela a la tangente en el origen traI.ada desde el punto correspondiente a un alargamiento del 0,2%). En la Tabla XI. l. se indican los valores dellfmite elástico de los metales y aleaciones, entre un mínimo y un máximo: y, en función de él, una clasificación de las aleaciones por niveles de resistencia mecánica. El esfuerzo F:So. correspondiente al máximo. M, de la curva de la Figura Xl.~. se denomina Carga de Rotura, R lll , o Resistencia a la Rotura por trac-
F/So
1 I
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ESlrlcclón difusa
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'",I"lóo localizada
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~~~~~~~~-----
o Fig. X1.1. Curva de tracción de un acero dulce calmado.
A{"")
g
TABlAXI,I.
Limite e/dstico, Re, de diferentes metab' y aleacione,f. (ASM) Metal! aleación
Re (MPa) Min. Máx,
MUY ALTA RESISTENCIA Cobalto y 5UI aleaciones" .... 180 Aceros templados de baja IIleación 6 .1 Aceros inoxidables martensíticos 6 •2 Aceros u Itrarernstentes6 ,2 1170 70 Nfquel y sUlsleaciones, . ALTA RESISTENCIA Wolfrsmio. " . , . , . Molibdeno y sus aleaciones. . ... 56' Titanio y .leaciones . 18' Aceros al carbono 6 ,l,1 . 400 275 Superaleaciones de base nfquel. 770 Acero. aleados fundido~ .. Tinl.8do y sus aleaciones. . .. 330 Aceros inoxidables fundidos .. . 21' Fundiciones esferoidales para moldeo, . 275 Aleacione. de cobre para moldeo . 60 Niobio Y sus aleaciones, ,. 240 Supenleaciones de base hierro (undidas6 ••• 275 240 Superaleaciones de base cob!llto 6 . . . . . • . 95 Bronces6 , , ,. Aceros de construcción de baja aleació n6, 2 •• 620 Cobres sI berilio {forjados y envejecidos, , , , 520 RESISTENCIA MEDIA Superaleaciones de base cobalto fundidas. 220 Hafnio 6 . . .. , .. . " . 207 Aceros inoxidlblellustenfticos .. 70 Latone. 6 . . . . ,., . . . . .
5"
41'
,1.1,
'1'
2000 1985 1895 1860
1585 1515 '450
1315 1295
1185 1170 1090 1140
1035 96' 930
9" 800 78'
760 12-10
690 260 655 640
Melall aleación Aleaciones AI·Zn (seri.. USA 7000), Aleaciones cobre·nfquel.t,inc6 . , .. Cupronfqueles6 , , , , , , • , .•• , Aceros inoxidables felTrticos6,4 .. Aceros HSLA 6 , . , , .. , . .,. Aceros al carbono cementado.6,1 . Cobres 6 . . , •• , , . , , •. , Aleaciones AI.cu (serie 2000) .. , FundicionesdClctiles austenfticas rundidu Aleaciones ricas en berilio . Aleaciones AI.Mil (Ierie 5000) . Aceros al carbono rundidos S • • • . . . . Aleaciones AI-Mil'Si (serie 6000) Circonio y sus aleaciones. Zinc colado en coquilla, , , , . Uranio empobrecido, " , . Aleacione. AI·Si (serie 4000), Aleaciones de magnlllio 6 , .• , Plata . . . . . , , , , , , .. , ~ .. Ace!"Os al carbono colados " Aleacione. AI·Mn (serie 3000) .. , ... BAJA RESISTENCIA Oro.. . , , , ,. , , , , , , , , ,. Aleaciones de magnesio fundidas Platino. . . , . , . , .,. . . Aluminios 99%, 99,5%, 99,75% mrn.(s. 1000) Plomo y sus alelciones . Estaño y sus aleaciones. . .
Re (MPa) Min. Máx. 9'
12'
'"
310 290 315 70 70
195 170 40
330
"
105
-
240 315 90 55 250
6" 620 620 550 550 530 495 455 450 450 405 380 380 385 350 345 335 305 303 290
40
"O
-
205 205 18' 155 55 45
85
15 30
,
10
la l'Olnllaradon de lo~ limite' d;hti,"{l~ d<: I,,~ metall" y a!caclOne' ~nteriore~ mUl·~tra nímo IJ re,hlend,1 dqJendl' tunto de los elementos de aleadón romo dd proecilO de elahola<'ion. hlo~ ~alore~ sun apro,imado~ y ,e dan ~ tllUlo comparativo: nolian de ,'"n,jderar,ccomo absoluto, o como par.fmctro~ de dbeñn. 1 Templadu y revenido. 2 Con Iratamiento térmku. 3 Norm,lll'uu. 4 I'urjauo en rrio. 5 NOrrl1~lit¡lu" y revcllhlo. 6 hnjado. 7 Rceoddo
q
'l1 ~
'"
I ~ ~
~
PROPIEDADES MECANICAS EN FRJO
459
ción (tensile strength); a partir de ese punto se inicia la estricción localizada. Como una primera medida, industrial, de la propensión a la acritud que presenta cada material metálico suele indicarse el valor del cociente ReO,2/Rm : valores pequel10s de este cociente indican que el material adquiere mucha acritud ;:Ull la deformación, En cambio, valores de RCD.2/Rm prÓximos a la unidad indican que el material apenas adquiere acritud por deformación, o bien que el material rompe sin deformación una vez sobrepasado ellfmite elástico. Por ello resulta más razonable emplear un coeficiente de acritud, el valor "n", que describiremos más adelante. Alcanzado el punto M se observa que prosigue la deformación plástica de la probeta al aplicar valores de F menores que los empleados hasta ese momento: pero ello no quiere decir que el metal no siga aumentando su resistencia a la tracción, por acritud, a medida que se va deformando: en realidad, a partir del punto M, tras un proceso de deformación plástica con reducción uniforme de la sección a 10 largo de toda la probeta, la deformación se empieza a localizar y se va produciendo una estricción; generalmente en el tercio eentral Je la probeta. A partir del punto M la sección estriccionada localmente sigue aguantando esfuerzos reales cn~cientes: si se considera que toda la fuerza de tracción ha de ser soportada por esa sección de la probeta que va disminuyendo hasta que se produce finalmente la rotura. LJ forma tic tll fmdun dÚc1.il lIsí producida, tras deformación plástica, suele ser de copa y cono. Las fracturas sin deformación previa, (y por tanto también sin estricción), t ipicas de materiales denominados frágiles, que no absorben trabajo de deformaci6o antes de romper. son macroscópicamente brillantes y cristalinllS.
XI.2,j,j, Alargamiento total hasta rotura, AT Es habitual t'n la industria el empleo de Ar, como medida del alargamiento, por la facilidad con (jUt' puede determinarse esta magnitud sobre la probeta rota por tracción, antes del ensayo se señalan dos trazos. simétricos respecto al punto medio de la probeta, distantes entre sí Ilna magnitud l...u; una vez rota la probt·ta. y recompuesta, se mide lo que distan entre sf, LT , aquellos trazos. El valor de Al' es (LT - Lo): Lo. Pero el valor d ...· kr,
460
CIENCIA E lNGENIERlA. DE MA. TERlALES
.s, .A,
,/
. ------------------Dislancia. La seCCión
Fig. Xl.3. Alargamiento longitudinal (A T %) en función inicial entre trazos.
d~
d~
rotUriII
la uparación
Por otra parte el valor de AT dro=pende no sOlo dio: la distancia inidal entre trazos, Lo, sino lambi¿n de la secciÓn inicial de la probeta So. Experiml'ntalmente se observa que. con bastante aproximación. en los materiales mdálicos que rompen con estricción previa por tracción, se verifica:
siendo a y e dos constantes que dependen solamente dd material. Por consiguiente el alargamiento a la rotura, AT. de un mat~ri
Ha de cumplirse también esa relación si se desean comparar entre sí los alargamientos tJe dos materiah:s <.1 ifcn:ntes.
PROPIEDADES MECANlCAS EN FRIO
461
--------------------e Fig. XI.4. Alar¡amiento total, A r • en el enS6YO de tracción. [ - para secci6n inicial de probeta So. ll- paralecci6n inicial de probeta S j .
Lo
XI.2.2. Curva real de tensiones - deformaciones
La curva convencional de tracción presenta varios inconvenientes en 10 que se refiere a la información que proporciona sobre esfuerzos reales y alargamientos reales. En párrafo anterior se ha definido como tensión aparente el valor F: So. En cambio, la tensión real (or) que soporta el material al aplicársele una fuerza F es F:Sr; siendo Sr la sección instantánea que el material presente en ese momento. En la práctica este esfuerzo resulta siempre creciente con la deformación hasta que se produce la rotura. Al iniciarse y proseguir la estricción, se observa que F disminuye. Pero, la sección real va disminuyendo en mayor cuantía a consecuencia de la intensificación de la estricción localizada (la sección, en materiales extraordinariamente dl1ctiles, se acercaría a valores próximos a cero antes de la ruptura) con lo que el cociente F :Sr aumenta (antes de la rotura se acerca teóricamente a infinito). En la curva convencional de tracción el constante aumento de la acritud queda enmascarado, en cambio, una vez iniciada la
eslricción En tanto se produce la deformación el alargamiento porcentual, A%, presenta varios inconvenientes; entre otros el de no ser aditivo. En efecto, si hasta un instante ti el alargamiento obtenido por tracción, A, ~ 100. (L, - lo)' lo, es del 20 % y en otro momento posterior el alargamiento, A2 = 100. (L 2 - Lo): Lo, es del 30 %, ello no quiere decir que el alargamiento entre L I y L2 sea igual a la diferencia entre A2 y Al, es decir 10%. En realidad la diferencia entre 100 (~ - Lo): Lo Yel valor 100 (L, -lo): Lo, igual a 100 (L 2 - Ld: Lo, indicaría un incremento porcentual de longitud referido a la longitud inicial de la probeta Lo; pero no a la longitud LI que tenía en el instante t,.
462
CIENCIA. E INGENIERlA DE MATERIALES
Por eso resulta conveniente definir un alargamiento real € Que permita conocer para cada longitud L. actual, qué incremento de longitud (dL: L = dE) produce un aumento infinitesimal del esfuerzo, para que el alargamiento sea aditivo en todo momento del ensayo. Así pues:
+ (l]
- L 2 )/L 1
dL
L
L
4,
+ (L 4
-
L 3 )/L)
+ ... =
- = ln-
los alargamientos reales ilustran mucho mejor que A la equivalencia de la deforma· ción en procesos de conformado diferentes. Así. por ejemplo. cuando una longitud aumenta al doble por tracción los valores resullan ser: A =( ~ Lo Lo): Lo = I Yel alargamiento real € = In (1 Lo: Lo) = + 0,693. En nmbio. si una longitud ~ reduce a la mitad por compresión: E = In (Lo/2: Lo) = = 0.69] perm
Obtenida ~xperimentalmcnte la curva convencional del ensayo de tracciÓn eS posible determinar. por puntos. la curva real de esfuerzos-deformaciones, (en tanlo no aparezca estricción. o lo que es lo mismo. mientras los alarga· mientos sean uniformes. es decir. veril1cándose So. lo = Sr. l). Si se tiene cn cuenta la rdacfón existente entre los esfuerzos aparentes. 0;0 = F: So. los alargamientos A = (l - lo):Lo. los esfuerzos y alargamientos reales 0r y Er resultan: E ~
a,
=
F:Sr
In(LL,,)
~
= (F:So)(L:Lo)
In(A+11 = oa.cE = o;o(A+ 1)
Con fr~cut'nda se sude construir tambitn, a partir de la curva convencional dI;' tracción. la curva (da/dE, E). Si se superponen esta curva y la curva rc;,¡1 (or' el, Jmh;IS Se cortan en un punto de abscisa Eu (ver Figura XI.5.), que eorrespomle al máximo alargamiento uniforme. En cfl'l'lO d máximo alargamiento uniforme corresponderfa -porque a partir de ali( st" inida ya la estricción al máximo de la curva convencional de tralxión (1-":50. Al. es decir a d (F:So) = O. o lo que ~s igual a dF = O. y como I
463
PROPIEDADES MECA.NICA.S EN FRlO
TABLA X1.2.
Procesos de deformación en fria (Gil Sevillano).
PROCESO
Orden de magnitud de la deformacioll real
Orden de magnitud de 1:1 velocidad de deformación
df €=dt
Folja
edelO'alO J
edeO's-1
E por paso: de 0.1 O - 0.15 Recalcado
E acumulado
<1
E por paso: de 0.10 Laminadón
Extrusión
Extrusión hidrostalll;a
E acumulado: de
I,~
0.5 a3
ehasla9.2
E por paso de Trelllado
I:.stiraje, Embuticion
O.~
ide 10 2 a 104
J.~)
a 0,6
E acumulado de 4 a 9.2
ide lO' a 10 3
ede 10 2 a
Arranque de virUla
lOS
e
EdelO- 1 a101
"Y""" 2
€ 10 3
Troquelado, CiJ:allado, PUlll.onado
10 2 a 10 3
Ede 10 1 a IO J
EdeO,5al,6
(valores llpicos de 1.4 a
i de
"Y_lO
Ede
10] a lOS
Conformado por impaclO
ede 10 2 a 10 4
Conformado por explosivos
ede 104 a 10 6
464
CIENCIA E INGENIERIA DE MA TERJALES
En definitiva, por tanto, fu, alargamiento uniforme máximo o alargamiento real que corresponde al máximo de la curva convencional, es el que resulta de la igualdad dar : 0r = dE : o lo QlI~ es lo mismo. se~(ll1 dijimos mas arriba. es la abscisa del punto de corte de las curvas de la Figura XI.5.:
XI.2.3. Coeficiente >In" Si el material es poco sensible a la velocidad de deformaciOn, dE"/dl. la curva real de tensiones deformaciones se ajustan bastante. en la zona de alargamientos plásticos unifonnes (que suele denominarse zona de "estabilidad plástica" de la curva l al modelo teórico de Ludwick. Segem este modelo: 0r
= le: . lOl1
siendo k Y n dos constantes para cada material metalico. Los valores de 0r aumentan cuando aumenta la deformación: tanlo más cuanto. mayor ~a el valor de n. Por consiguiente n es un coeficiente de acritud o de endurecimiento por deformación en freo. Tomando escalas logarftmicJs -log ar en ordenadJs y log € en abscisasal construir, a partir de la curva convencional de tracción, la curva real de tensiones deformaciones para la zona de deformaciones uniformes se obtiene una recta de pendiente n y ordenada en el origen K. (Iog ::J r = K + n log e), como consecuencia de que la curva real sigue con sensible aproximación la ley de Ludwick 0r = k . en en muchos materiales metálicos. -
,, ,,
,, ,,
,,
,, ". (do r : dE, E)
, FiJ. X1.5. [kterm;nación de Eu '
465
PROPIEDADES MECAN1CAS EN FRIO
Por ese procedimeinto se detennina el "coeficiente de acritud n". Este coeficiente no supera valores de 0,5-0,6. Suelen obtenerse valores cercanos a 0,3 para el Aluminio; 0,5 para el latón a; 0,25 para el acero dulce. Aunque la acritud es siempre creciente con la deformación, n no indica el ritmo de crecimiento de la acritud; ya que ese "ritmo" viene definido por la tangente da: dE a la curva de Ludwick; y por tanto resulta igual a n.k.E n- 1; o lo que es lo mismo igual a n.a:€. El ·'ritmo de la acritud", aún siendo proporcional a n, varía con la deformación ~con el cociente de los valores al : El alcanzados hasta ese ¡nstante~ y por tanto disminuye paulatinamente con la deformación. El valor del coeficiente n, además de ser un coeficiente de acritud, coincide con el alargamiento máximo uniforme Eu . En efecto, diferenciando ambos miembrosde la ecuación de Ludwick se tiene que dar: dE r == k. n.E" -\, que ~por lo demostrado anteriormente- deberá ser igual a 0r == k . EP cuando el alargamiento uniforme sea máximo: de lo que se desprende que n == fu. Conocido "n" puede determinarse tanto la longitud Li que una probeta cilíndrica -de longitud y sección iniciales Lo y $0- tenía en el momento de iniciarse la estriceión, como el diámetro mínimo Di que tendría la probeta cilíndrica al iniciarse la estricciÓn. En efecto: n == Eu
=
In (Li
Lo)
=
In (5" . Si)
=
In (1TD o 2 : 1TD¡2)
:=
1 .ln (Do.: D¡)
Para comparar valores de n entre diferentes materiales sirven, en primera aproximación, el alargamiento uniforme de la curva ingenieril de tracción (la abscisa correspondiente al máximo de la curva). Así, de la Figura XI.9., se deduce que el valor n del latón es mayor que el del aluminio recocido; y que, a su vez, el coeficiente n de éste es mayor que el del acero dulce refosforado o que el del Titanio.
X1.3. ESTRUCTURA Y LIMITE ELASTICO
P:Jfu;e oportllllo hacer aquf unas consideraciones, complementarias a I;JS indicadas \.'11 X.l., sobre la inl1ucncia de la cristalografía del material Illl'l:llieo sohre los resullados de un ~tlsayo de tracción. Al tr;JccionLlr un l1ukrial metálico, la deformación plástica no comenzará hasta que el esfu~rzo sea suficiente. Se iniciará en aquél o aquellos granos crist;Jlinos qUl" por tetll'r una orientación favorable respecto a la dirección de la tracción, requieran mellar esfuerzo para iniciar su deformación plástica. Esos g.ranos quc deforman en primer lugar serán, precisamente, aquél o
466
CIENCIA E INGE.NIERlA DE MA TERlALES
l:ll la Figura X1.6. se ha denominado 01 al esfuerLU que soporta 111 sección SI normal a la fuerl3 aplicada F: llamando op al esfuerLo sobre la sc<:don Sp. producKia por el pl'lIlo l' cuya linea de máxima pendieme forma un angula $ ,,;011 la fUerla F. se verifica que:
F=OI .S, =op .Sp;ypuesloqueSp.oos(90
CJ»=5¡.resuhao p =ol.sen4l.
Por consiguiente d esfueT7.o cortante en una direcc;ón cualquterJ A dd plano P. ~r.i c~s X: es decir. i). = 0 1, sen
íX = op ..
tanto. a .
A medida que prosigue la deformación, y éstos cristales se consolidan. es preciso aumentar la carga para que la deformación pueda continuar. Se alcanzarán as( cargas capaces de producir deformación plástica, también en otros cristales cuyos planos de fácil deslizamiento no eslén orientados a 45° respecto a la dirección de tracción. En tanto no se haya superado el lfmite el
r
o,
1-
/
Fig. XI.6.
,o, ,
,,
F
PROPIEDADES MEGANlGAS EN FRIO
467
Esa dificultad para precisar con exactitud la carga necesaria para iniciar la deformación plástica del policristal lleva a tomar como limite elástico práctico de un agregado policristalino la carga capaz de producir una deformación permanente del 0.2 '% (ref. XI.2.!.). A la temperatura del ensayo (collSideramos que éste se realiza a la temperatura ambiente, inferior a la equicohesiva) las juntas de grano resultan más resistentes a la deformación que el interior de los granos y son, por ello, barreras para el movimiento de las dislocaciones que están situadas en el interior de los granos; la junta es causa de retrotensiones que se oponen a la salida de nuevas dislocaciones de las fuentes de Frank Read. Ese es el motivo por el cual el límite elil:stico del agregado policristalino el esfuerzo para poder iniciar su deformaciOn plástica- es notablemente mayor que el límite elástico de un monocristal de ese mismo metal. Por la misma razón el policristal endurece más por deformación plástica, -y con mayor ritmo de acritud (mayor velocidad de endurecimiento)- que el monocristaL
La resistencia que oponen las juntas de grano explica por qué el Ifmite elástico de un metal. y 10 mismo ocurre con la dureza y su car~a de rotura, resulta mayor cuanto más fino es el tamaño de grano (o lo que es lo mismo cuanto mayor sea el área total del conjunto de las fronteras de grano). El límite elastico puede expresarse en función del diámetro de grano. d. según la expresión de Hall·Petch:
R.:
= o¡
+
K .d·)il-
en que K es una constante del material. En el caso de los aceros los valores de K, si d se mide en mm y el producto K d·,n se expresa en MPa (es decir. MN/m 2 ). resu Ita: 7,08 para aceros austeniticos 17,40 para aceros ferriticos
,
17,40 • f /3 para aceros ferritoperliticos de medio y alto Carbono (f es la fracción volu· métrica de ferrita en la estructura micrográfica) El sumando O¡ es la fricciOn interna que se opone al movimiento de las dislocaciones en el interior de los granos; O¡ integra influencias varias, tales como: densidad de dislocaciones y lagunas exist.::ntes previamente al ensayo, porcentajes de los distintos elementos en solución sólida, efectos de envejecimiento, segundas fases precipitadas (cantidad, tamaño, y deformabilidad), etc. Aparecen en la literatura fórmulas, obtenidas por correlaciones entre determinaciones mecánicas y de Metalografía Cuantitativa, que intentan precisar [os valores Oj en aleaciones varias. Las más fiables, a nuestro juicio, son las relativas a aceros con estructuras ferriticas, ferritoperliticas, perlíticas y austenfticas.
En tanto no se haya alcanzado el1fmite elástico del agregado policristalino la tracción irá produciendo trayectorias de deformación ultramicros· cópicas en zig-zag, por deslizamientos cristalinos en aquellos granos cuyos sistemas estén favorablemente orientados, es decir a 45°, con respecto a la tracción.
468
C1ENC/A E INGENIERlA DE MA TERIALES
En los metales cúbicos, recuérdese el gran número de sistemas de (¡ldl deslizamiento en sus cristales, casi ningtin grano estará muy desfavorablemente orientado respecto a la tensión aplicada. Por ello al alcanzarse el límite elástico práctico del policrislal, y empezar su deformación plástica, las primeras \focas de defonnación macroscópica (lfneas de Lüders) aparecerán a 45° con re!:Jción al esfuerzo de tracción. La continuidad entre granos justifica, también, que, cuando el material es macroscópicamente is6tropo. aunque su sistema cristalino no 10 sea (por tratarse por ejemplo de un melal exagonal), el esfuerzo necesario para iniciar la deformación del policristal, es decir su límite eláslico. es igual cual· quiera que sea la dirección en que se traccione. Tal suele ser el caso, por ('j('mplo. de las probetas para tracciÓn extraídas del interior de una pieza obtenKia por moldeo, si la pieza es compacta -sin rechupes. ni grietas-, homogE'nea sin segregaciones . y de granos equiáxicos (sin estructura columnar). Pu.:de sorprender que el límite elástico sea isótropo en las aleaóones y. en particular, en las de sistemas ..:ristalino exagonal. En efe..:to. en un monoaistal exagonaL es menor el esfuerJ.:o para iniciar la deformadón plasti..:a cuando .:1 plano de deslizamiento wincide con el basal: por lo que el límite el;istko del Ill(lno..:rj~tal depende notablemente de la orientación de la tensión. Pero, en cambio. en un ilgrcgado policristalino exagonal con tamaflo de grano pequer~o. habrá. pur probabilidade~. el mismo número de granos orientados favorablemente cualquiera que sea la dirección de tra..:ción: y el limite elástico resultará isótropo. Con mayor lllotivo ..:uam.lo los metales son cúbicos. por tanto con un mayor número de planos de fácil desli:t.amiento. casi ninglln grano estará muy desfavorablemente orientado respecto a la tensión aplicada: por lo que el limite elbtieo resulta independiente de la orierlta..:ión del material respecto a la tracdón.
El material suek presentar. como resultado de la conformación, orien· taciones prderenciales macrOSCÓpicas. Tales son. por ejemplo, las chapas ¡;on textura de laminación. los trefilados, y las piezas forjadas (que habitualmente presentan un fibrado de forja por alineamiento de las inclusiones siguiendo las ICneas del conformado). Cuando esto sucede el material no es iSÓtropo: el limite el~stico resultan'! diferente según que la probeta de tracción haya sido extrafda en la dirección de la conformación o, por ejemplo, en dirección perpendicular a ésta.
469
PROPIEDADES MECANICAS EN FRiO
XI.3.1. Anelasticidad, Efecto Snoek, Efecto Bauschinger. Ciclo de histéresiso De un material se dice que tiene comportamiento elástico lineal si, para cargas inferiores al límite elástico, la relación carga/deformación es constante; es decir, si sigue la ley de Hooke desde el valor cero de la tensión hasta el límite elástico, tanto en carga como en descarga. Cuando ~omo ocurre con las elastómeros o gomas- la gráfica de esfuerzos-deformaciones no sigue una recta sino una curva, y ésta es reversible durante la descarga, se dice que su elasticidad es no lineal. Una tercera forma de comportamiento durante el régimen nominalmente elástico es el denominado anelástico, habitual en materiales metálicos (Figura XI.?).
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Figura X1.7. Anelasticidad. Efecto Snoek, Efecto Ballschinger. Ciclo de hisléresis.
Imagínese que, realizando el ensayo de tracción de una probeta metálica policristalina, se descarga la probeta antes de alcanzar el límite elástico. La probeta no recupera sus dimensiones primitivas inmediatamente sino al cabo de un cierto tiempo. Ese retraso temporal entre el momento de descargar la tensión y la recuperación de dimensiones iniciales, es una manifestación de su anclasticidad. El acomodo de las juntas de grano durante la deformación de un agregado policristalino proporciona una primera explicación de la anelasticidad: al cesar la carga, las juntas de grano tienden a recuperarse más lentamente que el interior de los
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CIENC1A. E /fto'GEN1ERIA DE MA TERlALES
cristales. Por ello. para cargas inferiores al límite elástico práctico, no coinciden la gráfica esfuerzos-deformaciones durante la carga y la gráfica durante la descarga. La anelasticidad debida a las juntas de grano puede observarse no sólo en la descarga sino también incluso durante la carga: su gráfica de esfuerzos-deformaciones sólo sigue exactamente una recta (como correspondería al comportamiento elástico lineal puro) cuando las tensiones son bastante inferiores al límite elástico. Como consecuencia de esos comportamientos anelásticos, tanto durante la carga como durante la descarga hasta tensión cero, el área comprendida dentro del anillo limitado por las curvas esfuerzos-deformaciones de carga y de descarga comporta una disipación de energía. Este efecto puede ser úlil para la amortiguación de vibraciones o ruidos edamping"). Tal es el caso de elasl6meros., o de metales blandos como el Plomo. con a1la pérdida de energía aneláslica. En airas aplicaciones. la anelasticidad resulta indeseable.
La anelasticidad se observa no sólo en agregados policristalinos sino también en monocristales. En consecuencia, el comportamiento anelástico de los materiales metálicos no se debe exclusivamente a las juntas de grano sino a otros varios factores (cristalográficos. dislocaciones, etc.). Entre ellos merece citarse, el e/eelQ Snoek: la incidencia de elementos en solución sólida intersticial sobre deformaciones anisótropas de la red cristalina del metal disolvente. Tal es, por ejemplo, el caso de la Ferrita. La inserción de átomos de Carbono entre dos átomos de Hierro tiene lugar en las direcciones <100>, <010>, <001>, de la red; pese a que el diámetro del átomo de carbono es superior al hueco existente entre los átomos de Hierro no tangentes (rer 1II.2.2). En un estado libre de esfuerzos ex.ternos el número de átomos de carbono, en solución sólida de inserción, resulta estadísticamente igual en esas tres direcciones. Pero la aplicación de un esfuer.lO al cristal permite a los átomos de saluto situarse -por salto desde los lugares contraídos a los alargados-- en una distribución desequilibrada. A modo de ejemplo, si la tensión exterior es paralela a la dirección cristalográfica <100>, habrá un ex.ceso de átomos de Carbono en esa dirección: porque la deformación aumenta el tamaño del hueco para inserciones en esa dirección y contrae los intersticios de las direcciones <010> y <001> normales a la tensión exterior. Por tanto cada uno de esos átomos de Carbono adicionales agregará un pequeño incremento a la longitud de la probeta en la dirección del esfuerzo de tensión y producirá efectos anelásticos. En erccto, si las tensiones son inferiores al límite elástico, la dcformación elástica constará de dos sumandos: la deformación elástica normal fe!, y una deformación anelástica tan directamcnte proporcional cn cada instante al número de átomos en exceso que haya en la dirección preferente. La deformación anelástica durante la tracción crece a ritmo rápido en el instante en que se aplica el esfuerzo (pues el número de átomos en exceso en la dirección de la tensión es cero, ya que sin esfuerzo no hay aumento de huecos preferentes), y crece después lentamente a medida que van quedando menos huecos por ocupar en esa dirección. Reciprocamente, si luego se remueve el esfuerzo, se recobra instantáneamente la deformación elástica normal. Pero no así la componente anelástica de la deformación que, para llegar a cero -cuando se recobre por difusión la uniformidad de átomos de Carbono en las direcciones , <010>, <001>-, requiere tiempo.
PROPIEDADES MECAN1CAS EN FRJO
471
Por eso, al remover el esfuerzo debe transcurrir un tiempo hasta que la deformación anelástica disminuya hasta un valor igual a l/e de su valor inicial. Ese tiempo, denominado de relajación, suele medirse mediante un péndulo de torsión. Este está constituído por la probeta, en forma de alambre sujeto rígidamente por su extremo superior y conectado por su extremo inferior a una barra horizontal de inercia; que, así suspendida por la probeta, puede girar. En relación con el tiempo de relajamiento pueden considerarse tres supuestos según sea la velocidad de aplicación y remoción del esfuerzo (o, lo que sería igual, el período de torsión del péndulo). En el primero de los supuestos, cuando la aplicación del esfuerzo -y su remoción- se efectúan con tanta rapidez que resulte imposible para los átomos de soluto saltar a los lugares preferentes. no se producirá deformación anelástica alguna y el comportamiento elástico del material es puramente lineal. En otro supuesto, cuando la alternancia del esfuerzo es notablemente más lenta que el tiempo de relajamiento, los átomos de soluto no tienen dificultad en acomodarse. por difusión, a las variaciones de los esfuerzos; con 10 que la deformación anelástica tendrá un valor constante -de equilibrio---, para cada valor instantáneo del esfuerzo. En este segundo supuesto tanto Ean como fe! variarán linealmente con el esfuerzo aplicado y. en conjunto. el comportamiento elástico de la probeta será lineal; si bien para cada valor del esfuerzo, la deformación será ahora de mayor longitud que en el primer supuesto: debido al sumando de la deformación anelástica. Y, en consecuencia, el módulo de Young -aquí denominado módulo de relajación- resultará menor que en el primer supuesto. El tercer supuesto, intermedio de los anteriores, tiene lugar si el período de aplicación y remoción de la carga (o el período del péndulo) es aproximadamente igual al tiempo de relajamiento (en el caso de la Ferrita ocurre para frecuencias vibracionales del orden de un ciclo por segundo, a temperatura ambiente). En este tercer supuesto la deformacion total comprende un sumando Ee]. de deformación elástica lineal, y otro Ean de deformación anelástica no lineal. Por 10 que la gráfica esfuerzodeformación. para un ciclo completo entre valores de +al Y -al' (a] siempre menor que el límite elástico), no resulta una recta sino que adopta la forma de anillo cerrado: similar a una elipse inclinada -o ciclo de histéresis-. cuya área representa la energía perdida en el material metálico durante un ciclo completo, por fricción interna. La pérdida de energía por ciclo. en un péndulo de torsión. se puede hallar directamente a partir de la disminución de la amplitud del péndulo con el tiempo. En el caso citado de la Ferrita -para frecuencias de un ciclo por segundo---, la fricción será proporcional al porcentaje de Carbono en solución sólida, e independiente de la cantidad de cementita. La fricción interna (que resultaría igual a cero si. como ocurre en los supuestos primero y segundo en que no hay ciclo de histéresis por ser muy pequeño o bien muy grande el período de alternancia) ilustra sobre la aptitud de un material metálico para absorber energía vibraciona!. Es decir, mide su capacidad de amortiguación; pues en un sistema vibratorio se alterna el campo de esfuerzos durante cada ciclo de vibración. Los párrafos que anteceden ilustran sobre algunas consecuencias anelásticas debidas a juntas de grano y a solutos en inserción; así como su incidencia en la aparición de ciclos de histéresis cuando los valores de +0" y -O" son inferiores al límite
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CTENC1A E lNGENIERlA DE MA TERlALES
elástico. Pero si los va/ores de a son superiores o/límite elástico del material hay que tener en cuenta, además, airo aspecto que influye y modifica la magnitud del límite elástico: el efecto Bauschinger. Los valores dcllímitc elástico a tracción y dcllímite elástico a compresión son iguales. Pero si un material metálico es deformado plásticamente por tracción --es decir si se sobrepasa por tracción su límite elástico- y se deforma después por compresión, el límite elástico debido a este nuevo esfuerzo de compresión resulta menor que el límite elástico de tracción (ablandamiento por tracci6n). El fenómeno es recíproco; es decir, si la probeta hubiera sido deformada plásticamente por compresión y luego tcnsionada, su límite elástico a tracción resulta inferior al de una probeta que no hubiera sido comprimida previamente (ablandamiento por compresi6n). El efecto Bauschinger puede explicarse como sigue. En general la deformación plástica por tracción mueve las dislocaciones existentes en el matcrial metálico; produce nuevas dislocaciones móviles (por el mecanismo de Frank-Read, ref X.5); origina reacciones entre dislocaciones; las inmoviliza; apila dislocaciones móviles contra obstáculos; crea campos de retrotensión, etc (ref Xl.l). Pero -si se invierte luego el sentido del esfuerzo como consecuencia de una compresión- las dislocaciones móviles, apiladas durante la tracción, pueden recorrer distancias apreciables en dirección contraria; requiriendo para ello esfuerzos cizallantes más bajos. Al invertir la dirección de la fuerza se requiere menor esfuerzo para mover dislocaciones, y así producir deformaciones plásticas de signo contrario, que para continuar el deslizamiento en la dirección original. Parece así razonable "que un material traccionado pueda resultar más blando que uno no traccionado previamente"; y, lo que es análogo, que el límite elástico a compresión de la muestra previamente traccionada resulte menor que el límite elástico a tracción obtenido sin compresión previa. Si bien, por existir más dislocaciones que si el metal no hubiera sido traccionado previamente, el ritmo de acritud resulta prácticamente igual en uno y otro de los dos supuestos. Se denomina factor del efecto Ballschinger, de una determinada muestra, al cociente entre el límite elástico práctico a compresión (0,2% E) Yel esfuer¿o que previamente se había aplicado por tracción. Lógicamente cuanto más manifiesto resulte el efecto Bauschinger de un determinado material menor resulta el factor de ese efecto Bauschinger. El efecto Bauschinger puede resultar indeseable en la deformación en frío (v.gr. pérdida de Re en el enderezamiento de IUbos previamente presurizados) de materiales que --como muchos aceros ferritopcrlíticos- presenten un palier de tluencia ("yield point") en la curva de tracción. Si el material, en cambio, tiene una curva de tracción sin "yield point", esa pérdida del Re determinado al 0,2% (ref XI.2.1) es mucho menos acusada. Tal ocurre por ejemplo en los aceros bonificados. Junto con la fricción interna, también el efecto Bauschingcr influye en el ciclo de histéresis de los materiales metálicos. Véase la Figura X1.7.e: el tramo OE es la curva de compresión de un agregado policristalino (en ella el punto E es el límite elástico en compresión). El tramo OAB corresponde a la deformación por tracción de
PROPIEDADES MECANlCAS EN FRiQ
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otra probeta de ese agregado policristalino (en ella A es el límite elástico a tracción; los valores de A y E resultan iguales). Si la muestra es traccionada hasta B y es descargada en ese punto la curva podría, por ejemplo, seguir anelásticamcnte la trayecloria BC y posteriormente CO'. Pero si de modo continuo al llegar a C la probeta sigue siendo solicitada, ahora a compresión, se obtendría un límite eláslico a compresión O cuyo valor -por efecto Bauschinger- es inferior al valor A. Continuando la compresión hasla F y recargando luego por tracción se tendría la curva FG. Y si los esfuerzos alternantes son iguales en tensión y en compresión se obtendrá despues de pocos ciclos dc esfuerzos un ciclo dc histéresís, cerrado, como el de la Figura XI. 7.f. La defonnaci6n total por ciclo es la suma de Ee, deformación elástica, y Ep deformación plástica. La deformación Ep depende estrechamente del esfuerzo alternante aplicado :tal' Y para una mismo csfuerzo alternante la relación E :E c puede variar COn el número de ciclos según cl material de que se trate. El área def ciclo está muy relacionada con el efecto Bauschinger y con la capacidad dc amortiguamiento inleroo del material.
Cuando la amplitud del esfuer¿o alternante es grande la probcta rompe por "fatiga" al cabo de un número de ciclos bajo (casi siempre inferior al millar), denominándose a este fenómeno fatiga de gran amplitud y bajo número de ciclos. Para esfuer¿QS alternantes pequeños puede no romperse (ref Iímitc de faliga XI.7); o bien puede también romper por faliga, aunque los esfuerzos sean inferiores al límite eláslico (fatiga de baja amplitud y airo número de ciclos). X1.4. ESTRUCTURA Y COEFICIENTE "n" DE ACRITUD
La movilidad de las dislocaciones durante la deformación depende, en buena medida, según se ha indicado más arriba, del sistema cristalino a que pertenece el material metálico. Las dislocaciones se mueven con menor facilidad en el interior de los granos de metales exagonales que en los de melal~s cúbicos. A ello hay que añadir el efeclo barrera que, por relrotensión, oponen lasjuntas de grano. Al alcanzarse, durante la tracción del policristal, cargas superiores al límite elástico, las dislocaciones pueden travesar las juntas de grano -se d~sbloquea parcialmente su apilamiento en esas fronteras- y pasan al grano contiguo. La continuidad entre granos justifica que el bloqueo de dislocaciones en las juntas de grano resulte más efectivo en los mctales exagonales (cuyos planos de fácil deslizamiento son solamente los basales) que en los metales cúbicos (tanto del sislema centrado en las caras como del sistema centrado en el cuerpo). En éstos muchas de sus dislocacones pueden pasar. a través de la junta de grano. a otros planos de fáel deslizamiento en los granos conliguas. Por ese mismo mOlivo. y a igualdad de olros faclores. el rilmo de endurecimiento por deformación en los policristales exagonales suele resul· lar mayor que en los cúbicos. Por las razones sena ladas en XA., y a igualdad de otros faclores, el valor de n en los materiales cúbicos de caras centradas, y con energfa de defectos de apilamiento baja, -aceros inoxidables austenítioos, latones alfa, cupro-
OENClA E lNGENtERlA DE MA TERlALES
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aluminios alfa. bronces alfa, Cobre, Oro- resulta mayor que en materiales del mismo sistema cristalino, pero de alta energía de etefeclos de apilamiento como el Aluminio.
Si los metales tienen elementos en solución sólida su coeficiente n suele resultar menor. Véansc, por ejemplo, las variaciones del coeficiente n de la ferrita. según Blickwede, en función del porcentaje en elementos en solución sólida (Tabla XI.III.). TABLA XLIII. Variacjón de n en %
Elemento Cobre
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.
Silicio .
--0,06
Molibdeno. Manganeso .
-0,05 -0.04
N ¡queL .
-0,04 --0,04
Cobalto. Cromo
-0.02
.
Conviene advenir que. como suele ocurrir con tOdas las reglas generales, pueden presentaI"SC t'xcepdones a lo que venimos senalando con caricter general. Los tralami~ntos para obt~n~r d~t~rminadas ~strueturas bilasicas ~n ac~ros pu~d~n conferir un alto valor de n a esas aleacion~s. Tal ocurr~, por ejemplo, con los islot~s d~ man.ensita en los aceros dulces de rue dual ferrito-man.ensítlcos, que producen estados de tensión en los granos contiguos de ferrita y proporcionan un alto valor de n. En otros casos las excepciones observadas pueden provenir de formas complejas de deformación en el interior de Jos crislales. Las dislocaciones de aleaciones monofásicas cúbicas de .:aras centradas pueden, por ejemplo. deslizar ~n Otros planos. no necesaria· mente II 11 ! : las exagonal~s pueden deformarse por maclado; etc. a
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Fig. X1.8. Curvas (O • e) y ( dd , ' I grano grueso. E
// grano fino.
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PROPIEDADES MECA.NlCA.S EN FRIO
Es Ulla buena cualidad del material, para su conformado en frío, que el coeficiente n sea alto. Así. cuando la carga aplicada para lop:rar esa conformación llegara a producir, en un determinado punlo del material, una esIricción localizada. el material ~n ese punto experimentaría una importanle consolidación (o = k En): y serfan las zonas contiguas, menos resislenles, las que proseguirfan la deformación (y así sucesivamente): lográndose, Cll:lndo el valor de n es grande, una deformación mjs uniforme del material en Vo. de progresar la estricción localizada precisamente en el primer punto. 700
Acero fase cual
600
500
Titanio
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Acero refosforado
400
14lón~
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300
O;
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200
AJuminlo
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.... /110 VO'Iol
100
AJumlnlQ
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10
20
30
40
DefoonacJón aparenl9 (%)
Fig. X1.9. C/lroas tracción/alargamiento para diversos maleriales meralicos.
50
60
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TERlALES
476
En cuanto a la aptitud de un material para el conformado en frío conviene distinguir, ya se ha hecho anteriormente, entre n y ritmo de la acritud (ceL X1.2.3.). El ritmo de acritud, o velocidad de endurecimiento por deformación en frío, es decir, da/dE., suele resultar mayor cuando el tamail.o de grano es pequef\o. Habitualmente el ritmo de acritud es directamente proporcional a d -1'1 (siendo d el diámetro de grano en mm).
la ecuación de Gladman indica, por ejemplo. el ritmo de la acritud de aceros fenetiCOI y (ft"ritoperlrtiCOI, tras deformadón real del 0,2 %:
do/d€e=O.2 (MNfm 2) = 385
+
+
152 .%oSnlOl.sol
J S,4 . d -112
+
+
1371 . % Nso l.501
111 . %Sisol!JJ1
+
+
462 . %P.\O!Jr;J[
+
1,386. % perlita
Para aceros plenamente perlftico. el ritmo de acritud se expresa mejor en función del espaciado interlaminar So (en Angstr6ms):
A diferencia de lo que ocurre con el ritmo de acritud. no puede asegurarse que el valor del coeficiente n varíe con el tamaño de grano. Generalmente el afino de grano aumenta en igual medida los valores de Or y de dor/E: por lo que, (ver Figura XI.8.), E u = n suele permanecer invariable. En la industria se ha solido utilizar, hasta el momento presente. para conocer la propensión a la acritud de las aleaciones, el valor R~o.2/R (recuérdese XI.2.1.), por ser más sencilla su determinación. En la Figura Xl9 se muestran conjuntamente las curvas de tracción de varias aleaciones. Puede confmnarse, por ejemplo, algo juslificado ya con anterioridad: si se ensayan lalones aira reaistalizados (recocidos) se observa que tienen mayor "ritmo de acritud" que el Aluminio rttristalizado (recocido después de laminación en frio). Por otra par1e el valor de n que, en primera aproximación viene reflejado en las curvas de la Fig. XI.9 por el alargamiento correspondiente a la carga de rolUra Rm, es mayor en el latón alfa recristalizado que en el aluminio recristalizado. Advi&tase también que el "ritmo de la acritud" dellítanio es grande. en tanlO que su valor de n es pequeño; de hecho, detenninado a partir de la curva real de esfuerzos defonnaciones, resuJta igual a 0'1.
X1.4.1. Rotur8 en el ensayo de tracción El mecanismo por el que se produce la rotura en el ensayo de tracción complementa lo señalado en el párrafo anterior. La rotura, por tracción, de un material metálico policrislalino, se produce después de un progresivo aumento de acritud por deformación 'en frío de los granos; por ello se requieren esfuerzos crecientes para poder continuar la defonnación. Cuando el esfuerzo externo llega a ser superior, en alguno o algunos de los granos, al valor del enlace metálico que mantiene cohesionados entre sí los planos cristalinos p~rpendiculares a la dirección de tracción, se produce una microgrieta, o varias, por separación física de esos planos cristalinos en aquellos granos.
477
PROPIEDADES MECANlCAS EN FRIO
la) Grieta
Juma de grano u obsuiculo
b)
Fig. XI. 10.
Gr~t4S
inicialu por clivaje.
Enmuchoscasos la grieta suele ',derivarse de la retro tensión originada por las dislocaciones de cuña e iniciarse por c1ivaje de las dislocaciones apiladas sobre las juntas de grano (Figuras XI.10a. y X1.l0b.), La progresión de la grieta a Jos granos contiguos, -el efecto de entalla en los extremos de la grieta es muy grande-, produce finalmente la rotura del agregado policristalino; con una sección de fractura macroscópicamente perpendicular al esfuerzo de tracción. La rotura puede producirse después de una amplia deformación plástica posibilitada por el sistema cristalino al que pertenece el metal (r.g. ... ¡.:úbico de caras centradas en los casos del Aluminio y del latón alfa). En esos casos la fractura suele tener aspecto de copa y cono (fractura dúctil), tanto macro~ cópicamente como a escala microscópica (ver Figura Xl.II.). Se deriva de la nucleación y crecimiento de huecos originados en las intercaras entre la
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CIENCIA E lNGENIt.'NlA DE MATERIALES
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Fil. Xl.ll. FractUITl ductil.
matriz metálica y las segundas fases duras, o inclusiones, secuela del proceso de elaboración. En otros metales, como ocurre generalemente en los exagonales, concurren simultáneamente características adversas para obtener un buen alargamiento lotal A T antes de la rotura: pocos planos de fácil deslizamiento en los granos; bajos valores de n debido a la ausencia de dislocaciones de Shockley, y alto ritmo de acritud. Si a ello se añade que el metal tenga una energía de enlace baja, rer. Capítulo 1, el material puede romper casi sin aJargamiento lolal. El aspecto micrográfico de su fractura será parecido al de la Figura XI.IO Y macroscópicamenle resulta plano (fractura frágil). Este tipo de fractura frágil es también una fractura muy frecuente en aleaciones corroídas imergranularmente en sus juntas de grano; debido a que esas juntas de grano resultan debilitadas.
XI.S.ESTRUCTURA y ALARGAMIENTO TOTAL POR TRACCION EN FRIO, La deformación total es una integral de las deformaciones, de naturaleza cristalina, microscópicas y ultramicroscópicas. Para ensayos de tracción o para comportamiento cn servicio a temperatura inferior a la de equicohesión (T
PROPIEDADES MECANlCA.S EN FRlO
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El valor t-r -denominado habilUalmente dUClilidad lolal- suele ser proporcional a d-I12, siendo d el diámetro de grano en mm. Depende también de factores tales como el porcentaje de elementos en solución sólida, porcentajes de segundas fases, ele.
Fig. X1.12. Fractura fr¡jgil,
Una primera ortentadón sobre la ductilidad total. t;'. en la deformaóón en fria de aceros fernlicos )' ferritoperlitioos. la pueden proporcionar los valores que se indican a continuación: €T = 1,4 + 0.017 . d- l12 3,9. % .. - 0.25 . %5n.
Auras {rm'licos: ~.2 %5
3,4 %$
2,9 . %C +0.20. %Mn +0,16 .%5i-
f'T = 1.3 + 0.015 . d- l12 4.4.%1'+0.29.%50.
Auros {t!rrito-pt!r/iticos:
OJ.'J6Si
-
_
0.02 . % perlita +0.30 . %Mn +
P¡¡ra aceros de porcentaje en Carbono superior a 0.35% la deformación se hace. habi· tualmente, en caliente. Al aumentar la fracción volumétrica de perlita aumentan notablemente el limite elastico (los esfuerzos para iniciar la deformación plástica) y el ritmo de acritud: al mismo tiempo disminuyen marcadamente el alargamiento uniforme. y el alargamiento total. Por ello no suelen conformarse en frio, salvo que previamente las láminas de cementita perJitica sean globulizadas por tratamiento térmko (lo que no está contemplado en las fónnulas anteriores).
Cuando el tamaño de grano es muy grande, por ejemplo de tamaño ASTM l. Id alargami~nto es pequ~ño y, además. el ajuste entre los diversos granos deformados llega a manif~slarse macrosc6picamente a modo de rugosidad periférica denominada. por su aspecto. piel de naranja (Figura XLl3.). Cuando el grano es pequej'¡o. en cambio. la rugosidad externa es inapreciable. Se ha indicado en el apartado anterior, y justificado también en otros apartados la incidencia del sistema cristalino sobre el alargamiento totaL
CIENCIA E lNGENIERlA DE MATERIALES
480
Fig. Xl13. Piel de naranja.
Los metales cúbicos de caras centradas -3 igualdad de tamaños de ~rano presentan mayores alargamientos totales que los metales cúbicos de cuerpo centrado, y que los exagonales. En la Figura XI.14. pueden verse rangos de alargamientos (en ordenadas se indican límites elásticos) de los principales materiales metálicos estructurales. Si la tracclón se efectúa a temperaturas superiores a la equicohesiva, con 10 que la resistencia de [as juntas resulta inferior a l¡¡ del interior del grano, !¡¡ deformación pUs. tica suele ser grande, especialmente si el tamaño de grano es pequeño. La deformación, sobre todo si es lenta (deformación por creep). se localiza en [as juntas de los granos: se desplazan unos granos respecto a otros, sin deformadón en su interior. Ello posibilita, al no existir deformación intragranular, la formación de pequeñas cavidades intergranulares en juntas triples y también en las juntas de grano (por escalones, partú:ulas precipitadas, etc.). Tras ese tipo de defonnación la fractura suele ser intergranular.
En la Tabla metálicos con cerámicos. En responde a las
XIA. pueden compararse los alargamientos de los materiales los correspondientes a polímeros, materiales compuestos, y los materiales no metálicos su comportamiento a tracci6n características estructurales que se reSumen en el Apéndice,
X1.6. MICROESTRUCTURA y TENACIDAD
Por análogo motivo al indiC<:ldo más arriba, y aunque el esfuerzo no sea de tracción sino triaxiaL cuando el tamaño de grano es pequeño mayor
481
PROPIEDADES MEaNlCAS EN FRiO
resulta su capacidad de deformación, y por tanto su cualidad de absorber trabajo por deformación plástica en frfo, antes de su rotura. Esa capacidad de absorber trabajo, deformándose, se denomina tena· cidad. En primera aproximación puede decirse que esta propiedad es lo contrario de fragilidad. La tenacidad de un metal, o de una solución sólida, siempre que no concurran otros factores tecnológicos complementarios, es mayor cuando el tamaño de grano es más fino. Resulta también razonable afirmar que los metales cúbicos centradas en las caras, menos propensos al "c1ivage", son más tenaces que los otros.
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CIENCIA E lNGENIERIA DE MATERIALES
482
El ensayo más empIcado hasta ahora en la industria para determinar la tenacidad consiste en la rotura de una probeta prismática entallada (Figura IX. 15): esa probeta es impactada por la masa de un péndulo que cae desde una altura fija (el lector encontrará descrito este ensayo en las normas UNE o en las de la A5TM). La diferencia entre la altura inicial de caída del péndulo y la que posteriormente alcanza después de haber roto la probeta, permite medir el trabajo absorbido por el material al deformarse plásticamente antes de romper. Cuando la probeta empIcada es la de la Figura XI.l5 b, el valor del trabajo absorbido suele ir precedido de las letras CVN ("Charpy V Notch impact"). El valor del trabajo absorbido se denomina rel>iliencia. Los valores de la resiliencia -para un mismo material- son distintos según la temperatura a que se haya realizado el ensayo; y disminuyen con la temperatura, generalmente de modo continuo. Algunos materiales experimentan una brusca merma de resiliencia para determinada temperatura. Esta suele denominarse "temperatura de transición ductil-frágil", o lIT l/e ("lmpact Transition Temperature"); y sirve como medida de la tenacidad. Evidentemente cuanto más tenaz sea el material menor resulta esa temperatura lIT lle. Cuando no se pueda apreciar nítidamente aquella brusca transición, sino solamente una progresiva disminución de la resiliencia con la temperatura, se loma como lIT lIC aquella temperatura a la cual la resiliencia resulta igual a 27 julios.
Cuña impaclante
Probeta
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10
I I
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mlll~
1mm
27.5 mm 17':; mm
lb) Fig. XI.IS. Enso.yo Charpy. (a) Disposición de la probeta. (b) Dimensiones de la probeta Charpy.
483
PROPIEDADES MECANICAS EN FRIO
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CIENCIA. E II\'GENIENlA DE MA TI::RJALES
Todo lo que antecede se refiere a melariaJes sanos, es decir, sin discontinuidades internas -poros, microgrict3S, fisuras- que mermarían notablemente su tenacidad. Los elementos en solución sólida, sobre lodo intersticiales, por motivos similares a los que se señalarán en Xl.B., disminuyen notablemente la tenacidad. Como resulta obvio también las segundas fases precipitadas (inclusiones, compueslOS intennetálicos de tamaño microscópico), disminuyen la tenacidad de cualquier matriz
metálica (excepto si su tamaño es nanométrico. como ocurre en la martensita revenida). En la Tabla X1.5. se señalan las variaciones en las temperaturas lIT oC, en aceros rerríli·
ros, al variar los porcemajes en peso de diversos elementos cuando se hallan en solución sólida de inserción (Nitrógeno). Ode sustitución (los restantes), dentro de la Ferrita. Un material, como la ferrita, poco tenaz a temperaturas bajo cero, puede aumentar notable· mente su tenacidad si, durante su fabricaci6n, se emplea un proceso adecuado para lograr tamaño de grano muy fino. Tal es el caso, por ejemplo, de los aceros soldables ferrito-perlíticos HSLA (High Strenglh Low Alloy) de alto límite elástico. Por laminaci6n controlada (ref. Cap. Xli) se consigue obtener en algunos de estos aceros un tamaño de grano ASTM 12, es decir 32.000 granos por mm:. Con ello se logra, además de un ailo límite elástico a la temperatura ambiente, que su temperatura de transici6n dúctil-frágil alcance, incluso, --80 oc. Estos aceros pueden utilizarse, para gasoductos y oleoductos que han de atravesar terrenos árticos, para barcos rompehielos, plataformas petrolíferas en mares helados, etc. (Las "calidades Mico" requieren resiliencias superiores a 95 julios a -18 oC).
TABLAXI.5 Variación por cada 1% en peso de elemento. (Pickering). Variación en la ITI oC
Elemento Nitrógeno Fósforo Estaño Silicio Aluminio Cu, Mn, Mo, Ni. Cr
. . . .
+ 700 e + 400 oC + 15DoC + 44°C + 75°C no varía 0
Recuérdese, complementariamente a lo indicado hasta ahora a propósito de la ferrita (cúbica centrada en el cuerpo), lo señalado con carácter general a propósito de los metales cúbicos centrados en el cuerpo y su rotura por clivaje (Figuras Xl.1D a. y b). Los metales exagonales suelen resultar, poco tenaces y ello parece razonable; aunque hay notables excepciones como las aleaciones de Titanio. En cambio, el Aluminio y los aceros austeníticos, cúbicos de caras centradas, conservan su tenacidad incluso a temperaturas criogénicas. Por ello, sobre todo los aceros austeníticos, se emplean, por ejemplo, para recipientes de gases licuados. Como alternaliva a la resiliencia por impacto hay otro modo, menos empleado hasta ahora en la industria. para detenninar la tenacidad de un material: mediante el valor. KIt. denominado tenacidad a /a fractura o factor crítico de intensidad de ten· siones. Para hallar el valor K lc en un material frágil puede efectuarse la tracción monoaxial de una probeta plana (ver Figura XI.16.), en cuyo interior se ha producido una
485
PROPIEDADES MECANICAS EN FRIO
fisuración previa, también normalizada y de longitud lotal 2a (la relación entre 2a y la anchura de la probeta, 2b, debe ser pequeña), perpendicular a la dirección de la tracción, y simétrica respecto a esa dirección. El valor K¡C es el producto 0cr por la raíz cuadrada de a n: siendo 0a> (carga/sección) la tensión de tracción necesaria para producir la rotura. El valor K1c TesuJta ser una característica del material. Depende de su composición química; de su red cristalina; de su estructura (diámetro de grano, fracción volumétrica de segundas fases, tamaño y distribución de éstas) y del proceso para su elaboración (moldeo, forja, CIC.). Por lanlo, para cada malerial frágil existe correlación entre el esfuerzo a aplicar y el tamaño máximo que puede tener una grieta -lamaño crffico de grieta para ese esfuerzo-. cuando se desea evitar una rotura inmediata, catastrófica, no precedida por una deformación apreciable previamente. A mayor esfuerzo aplicado menor es el tamaño crítico admisible de la grieta. Un sencillo ejemplo puede ilustrar sobre el tamaño crítico de grieta en un material, aunque ese ejemplo no corresponda a tracción. Un globo de goma que tenga una fisura de pequeña longitud -1 1- puede ser hinchado por aire, poco a poco, aplicando presiones crecientes, aunque parte del aire introducido se escape por la fisura, hasta alcanzar una presión límite tal que su aumento produciría la explosión del globo. Ese scría el tamaño critico de la grieta para la pre· sión aplicada. Si en otro globo nuevo, no agrietado, e hinchado en su totalidad, sometido por tanto a una presión mayor que en el caso anlerior, pudiera hacerse con una hoja de afeilar una griela de longitud II se provocaría una rotura prácticamente instantánea (rotura catastrófica).
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Fig. XI.16. Tenacidad a la fractura.
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CIENCIA E INGENIERlA DE MA TERIALES
Se denomina Gc a la energia de fractura absorbida por el material para propagar la grieta una unidad de superficie (J/m 2). Para un estado de tensión plana el valor de ésa Gc es igual al cociente K2¡C:E, siendo E el módulo de Voung. Para deformación plana la energía de fractura es igual a (1-v 2).K2 1c :E. Siendo v el módulo de Poisson. Para información sobre el modo de realizar los ensayos, tipos de probetas y entallas, pueden consuJtarse las normas norteamericanas (E399-83). En su fundamentación teórica estos ensayos se basan en la mecánica de fractura.
XI.7 LA FATIGA Aunque en apartados siguientes se continúa desarrollando con base en factores de Metalurgia Física cómo responden los materiales metálicos frente a tensiones de tracción (o de compresión como ocurre en los ensayos de dureza), parece oportuna aquí la referencia a su comportamiento frente a tensiones de naturaleza cíclica; ampliando lo ya apuntado en XI.3.!. Es obvio que en el comportamiento a [litiga influyen decisivamente otros muchos factores. Entre ellos, la existencia previa de fisuras -por pequeñas que sean- y las concentraciones locales de tensiones. Más arriba se ha recordado que, para cada tensión aplicada, existe un tamaño crítico de grieta que puede, creciendo a gran velocidad, producir la rotura catastrófica. Pero si se somete el material a tensiones cíclicas, una grieta -por pequeña que sea- lleva finalmente siempre a rotura catastrófica La rotura por fatiga resulta especialmente peligrosa porque el material. así sometido a esfuerzos alternados, puede romper de pronto, al cabo de un número de ciclos. sin deformación previa y sin haber podido, por tanto, prever su reposición. Por otra parte la fatiga es, la causa más frecuente de fallo en servicio de los materiales. No parece exagerada la afirmación de que el 80% de las roturas. en las piezas y componenles sometidos a esfuerzos alternados, se debe a la fatiga (incluso para tensiones muy inferiores a su límite el
PRQP1EDA.DES ME(;A.N1CA.S EN FRlQ
487
Un buen acabado superficial (la superficie rugosa equivale a gran número de grietas potenciales) y la ausencia de "discontinuidades" en el material metálico (tales como las inclusiones no metalicas), principalmente en su superficie. son factores determinantes para el buen comport31!licnto a fatiga. Por el mismo motivo deben evitarse las segregaciones qufmicas (rer. VI) y procumr que el material, si se trata de una solución sólida. haya experimentado durante su manufactura un recorrido de homogeneización. La corrosión -cuyo inicio tiene lugar en la superficie libre- es particularmente negativa: no sólo por el deterioro de la superficie sino porque lo~ esfuerzos alternados aceleran la corrosión (corrosión.fatiga) y aumentan la profundidad de las grietas. Los revestimientos metálicos superficiales. tales COmO cromado o niquelado. suelen empeorar la resistencia a fatiga del material debido a la existencia, habitual, de pequeñas microgrietas en esos recubrimientos. Lógicamente cuanto mayor sea el tamaño de una pieza mayor es la probabilidad de que exista uno de los factores desfavorables ya enunciados y, por tanto, menor resulla su resistencia a fatiga. La presencia de soldaduras en el material, por concurrir al mismo tiempo varios de los faclores desfavorables antes enumerados, es nefasta para el comportamiento a fatiga. Suele prestarse menos atención al comportamiento a esfuerLOS alternativos de los materiales cerámicos. Habida cuenta de que los cerámicos no experimentan deformación plástica, el fenómeno de fatiga ha stdo menos estudiado que en los metales. Los materiales cerámicos, por su discontinuidad constitucional. apenas aguantan el ciclado de carga. Las grietas que presentan (aunque sean inferiores a 100 J,tm) resultan críticas incluso para esfuerLOS lllUy pequeños. En ellos no existe. a diferencia de los metales, la posibilidad de que la pequeña grieta vaya creciendo, con deformación plás. tica en el frente de la grieta. hasta alc:lIIzar la criticidad (en algunos materi:tles met:ilkns el tam:n)o crítico de grieta puede ser induso de varios centimetros). En los materi:tles ¡;edmi..:os. en cambio. no hay diferenda prJctica entre el limite elástico (incluso su d~f~Hlll:ldtin elastica es inapreciable Y:J que por su alta temperatura de fusión tienen un altu módulo de Young, ref. lA.) y la carga que produce la rotura. La f
En las líneas siguientes se presta atención a factores nano y microestruct urales relacionados con la fatiga. I:n la Fi~ur.J X1.17. se indica d comportamiento de diversos materiales ....Hlll'tidos:J una variación cfdica de esfuerzos, cuando los valores máximo y minimo de estos son iguales y dI.: signo contrario (+0., -o 1): como ocurre, IXlr Cjl'lllplo, en una probeta cilrndrica que, cargada en su punto medio. gir.... :.11 1ll00JO de un cje. apoyada en dos cojinetes por sus extremos.
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
488
a (en MPa)
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Fig. XI.17. Curvas de Wohier
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1 -Acero de 0,53% templado y revenido. 2 -Redondos de acero es/ruetural ferrita per/{tico.
3 -Dura/amínio. 4 -Cobre trefilado y recristalizado. 5 -Fundición gris.
•
""",.,.Ciclos h as! a rol ura 10 8
PROPIEDA.DES MECANICAS EN FRID
489
Fig. XI.IB Rotura por fatiga (Pohl). A - Grieta inicial. R - Anillos de crecimiento. D - Zona de consolldaC/(jfl. E - Rotura subita final.
Para cada makrial St' sena la t:n abscisas t"I nümero de ciclos al cabo de los l:uaks 1<.1 prob~ta ro m pl.' para distinlos valores de la tensión 01 aplicada. Ob~rwsL' qUL' óJlgunos matl.'rb1cs como d accro parecen resistir indefinidallll.'ntt,,' una cóJl1:a lIa corrL'spondiL'nh.' a la asíntota horizontal) sin qu~ se produzca la rutura por fatiga. I·.sas cóJrgas reciben ('1 nombre dl.' [(mite de fatiga (de Wóhler) del material. Olros l11at~rialcs, v.gr. 1<1 alt'ultarse la~ normas ASTM y UNE. ti aspecto macroSl:ópico de la fractura por fatiga l.'S peculiar; la sección rota ~udc tener unas zonas de consolidación. con estructura rc1alivamcntc fill
ClENCIA E lNGENIERJA DE MATERIALES
490
dc la sup~rfic¡e librl' en que se iniciO la fatiga: y si ésta ha sido producida por flexión unilateral. bilateral. rotativa, etc. Todo parcelO confirmar que, antes de la rotura por fatiga de un material 1l1t:I:ilk-o l'xcnto de microfisuras previas y sometido a un esfuerzo alterna· ¡ivo al, hay un pedodo de incubación o nuc1eación de grieta durante j ciclos (etapa 1), la grieta se propaga luego (etapa 11) durante N p ciclos, antes de la rotura. No resulla posible determinar con precisión el número de ciclos que limitan una y otra etapa. En general. para materiales bien acabados. Ni es muy superior a N D • Puede decirse que el 90% de la vida útil de la pieza corresponde a la elapa I de nuclcación de la grieta cuando los esfuerzos son muy inferiores al límite elástico. La pIeza sometida a un n(¡ml::ro de ciclos menor que Ni puede ser regene· rada plenamente: sin que l::n el material permanezcan, con carácter irreversihit.:, los eft:clos de ese ciclado que posteriormente conduciría al dañado y rotura por fatiga. Esto parece lograrse si, descargada la pieza, se somete a un rl'cocido que permita aumentar la movilidad de las dislocaciones que han ido sil'ndo bloqueadas durante ese n(¡mero de ciclos. La segunda dapa corresponde al desarrollo de microgrietas, de un tamaño inferior al crítico para que la tensión pueda producir rotura catastrófica; pero a p:lrlir de Ni el material queda irremisiblemente dañado: las microgrietas irán progresando hasta alcanzar el tamaño crítico. Esas microgrietas, que durante su etapa de crecimiento pueden llegar a detectarse por ensayos (ultraSÓnicos. magnéticos, corrientes de Eddy, líquidos penetrantes, elc.) nacen en puntos de gran concentraciÓn de tensiones y habitualmente se inician en la pcriferia. La dificultad para poder rcemplazar el material antes de su rotura por fatiga rcsilk en que no resulta fjcil detenninar el comienzo de la grieta. Suden hact'fSl' aproximaciones. para seguridad industrial. basadas en los concl'plos de 1<1 mecánica de fractur;.¡. Los ensayos para reladonar el avance de una grieta. en función del numero de ciclos aplicados. da{dN. y el lllcremcmo del factor de intensidad de lensiones. 6.K=(oMu -
amin)'
y-:;r:;,
indican (ver Figura XI.1Q.) que hay un umbral de imensidad de tensiones por debajo del cual las grietas no se propagan. La propagación de grieta sigue, aproximadamente, la Ley de Paris-Anderson. da/dN = c.tó fltl. La J(;eleracion exponenciJI que se aprecia en la reglón 111 de la figura va asodada con modos de fraclUra est3ticos y ocurre cuando Kmax se Jproxima a K 1c
No se conoc~ bien la génesis de las prim~ras microgrietas que determinar(an el inicio d~ la elapa de daf¡ado. Todo hace suponer que se producen cuando en un grano favorablemente orientado para deformarse, o en varios, tienen lugar deformaciones plásticas que inducen la formación de la micro· grieta. Según eso, para buen comportamiento a fatiga, convendrá. en principio. cuando en servicio predomina la etapa 1, que el material tenga un elevado 1(mill:: elástico. Una de las prinll'ras cxplicacion~s, debida a Zcner, señala que al moverse las dislocaciones. por efcclo de esfu~r.los dclicos de ida y vuelta, llegan
491
PROPIEDADES MECANICAS EN FRiO
a coalesccr y se producen dislocnciones múltiples de vector de Burgers nb (lo qut.' no ocurrida para esfuerzos no alternados, rer. X.3.!.). Esas dislocaciones múltiples son ya unas nanogrietas (de pocos Angstróms de longitud). Por !anto los factores favorables para esa coalescencia, o para el c1ivajc. Figura XI.IO., favorecen el inicio de la fLSura. Por otro lado la progresión de grietas está ligada a la tenacidad intrínseca
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Fig. XI.19. ACf!ro ff!rritopf!rfitico soldablf!. Velocidad de crecimrento de grieta en (unción del incremento del factor de intensidad de tensiones, 6K = (01,4 - 0m) ...r:;-:a. 1 RegiOn de crecimrento lento de la grieta.
d.
1/ Lty df! Paris d N =- e (l::J()". 11/ Región de Crf!cimiento nipido, inestable, de la grieta.
492
CIENCIA. E INGEN1ERlA DE MA. TERJALES
del 1l1:J!l'rial. lh,.'ll'fllllll:l
o h:n:,h.:itlad a la fractura). Por ello los materiales tenaces. de gran rcsilknci:.J. son más rt'sislenlt's a la propagación de fisuras. Asf las l.'structuras l.k tampk y revenido de
¡¡eneia y allo lfmile el;lslico. Los faclOres estructurales.
cri~talográficos y alros indicado:-- l'll r.:ap(lulos anteriores, son ayudas eficaces para poderse introducir cnl'l enlllponamicnlo a fatiga del material. Pero. con todo. las correlaciones ~11 cumplt:jils y '1IJa· rentemt'nte contradiclOrias a Vt'ces. Un ejemplo pllt:(k illl~lrarlo: d lamai\o de grano. La finura de grano. asociada a Ull Iímilt: t'lástko m:'\s ckvado. rt.'surla. l'n principio. favorable p
X1.8. ENVEJECIMIENTO POR ATMOSFERAS DE COTRELL En el apartado X.7. St' han hccho considaaciones sobre el campo ~'lj"l ieo de una dislocación en los mctales puros. Cuando el makrialmdálico es una solución sólida. ya sea de suslituciÓn o de insercióll, se: produce:n. ade:más. interacciones entre los átomos de soluto y las disloeacione:s del rnc:tal disolvente. En el caso de las SOlllCiollt's sólidas de inserción (reL 1I1.~.2. y VIl!.I.I.) los átomos de soluto producen un:J distorsión en l
PROPIEDADES MECANlCAS EN FRIO
493
en que se insertan. Por ..,~ motivo los átomos de $OJuto crean campos al.' tensión elástica, complementarios a los de las dislocaciónes, con los que tienden a neutralizarse, para. con ello, disminuir la ener)!:(a del cristal. Eso explica que los átomos interstIciales, siempre de pequeño diámetro (N, C, O, X), tiendan a emigrar, ¡x>r difusión, para situarse en las proximidades de las dislocaciones de cuña en la zona de tracción de ésta. bl las dislocaciones de hélice, habida cuenta de la simetría radial del campo elástico que éstas generan (de naturaleza tangencia!), los átomos de so!uto no tienden a difundir hacia la dislocación.
La concurrencia de varios de aquellos átomos en un mismo punto, en el entorno de una dislocación (ver Figura XI.20.), constituye lo que se denominan atmósferas de Cotrell. Ello contribuye a fijar, a anclar, las dislocaciones de cui'la existentes en las proximidades de esas "atmósferas". La concentración de dislocaciones en los cristales es siempre grande -por ejemplo, del orden de cientos de miles por cm 2 en el Aluminio recocido-, iiunque el material no haya experimentado deformación en frío. En este caso lii concentración de dislocaciones es mucho mayor.
El anclaje de las dislocaciones no es inmediato. Se precisa una difusión previa de los átomos ( N, e, 0, H ), Y por lanto un tiempo. hasta lograr que los átomos se sItúen en el entorno de las dislocaciones. Si se envejece artificialmente el material metálico, por calentamiento. las dislocaciom:s resultan blocadas antes que si se deja transcurrir el tiempo a la temperatura ambiental. Para la puesta en movimiento dt:: las dislocaciones, as! ancladas, St~ requieren mayores esfuerzos que cuando, el mismo material, con las mislllas dislocaciones, no presenla "atmósferas" o, como suele decirse industrialmente, no está "envejt::cido". Porque para iniciar el movimiento de las dislocaciont's
Fig. XI.20. Formación de atmósferas de Cotrell.
494
CIENCIA E lNGENJERIA DE MATERIALES
en el material "envejecido" se requiere el esfuerzo habitual, y además, un esfuerzo complementario para romper los anclajes. Ello se traduce en que el material, as! "envejecido", tiene un límite elástico mayor, resulta más duro, menos dúctil, y menos tenaz, que el material agrio pero no envejecido. Cuando este tipo de "envejecimiento por atmósfe· ras de Cotrell" se produce a la temperatura ambiente se denomina envejecimiento natural; y envejecimiento artificial cuando tiene lugar, en menos tiempo, por elevación de la temperatura. Se denomina strain aging cuando se combinan los efectos de la acritud, por deformación previa en frío, y las atmósferas de Cotrell. No confundir el envejecimiento que, al transcurrir el tiempo, experimenta esa solución sólida de inserción agria, --envejecimiento que se traduce en una modificación de sus propiedades mecánicas-, con otro envejecimiento ya visto en el Capitulo VII (reL VIl.I.2.). Este otro tipo de envejecimiento produce también efectos similares sobre las propiedades mecánicas del material, -tales como aumento de su dureza, aumento del límite elástico, y disminución de la tenacidad-, pero por diferente motivo: la formaciÓn de nanoprecipitados con el paso del tiempo. Para evitar el equívoco en las denominaciones se reselVa la palabra maduración (naturalo artificial, según tenga lugar a temperatura ambiente o a temperatura más alta) para este segundo tipo de envejecimiento por formación de ultraprecipitados.
XI.a.1. Envejecimiento de aceros por strain aging El envejecimiento por formación de atmósferas de Cotrcll (strain aging) es responsable, por ejemplo, del comportamiento a tracción de los aceros de bajo carbono si son agrios ya antes del ensayo. En los aceros agrios de mayor contenido en Carbono el envejecimiento suele quedar enmascarado al ser de por sí muy altos los valores de Re y R m y resultar irrelevantes los aumentos porcentuales de estos valores por envejecimiento. El punto A de la curva 1 de la Figura XI.21. corresponde al1fmite elástico superior de una chapa de acero dulce (aunque t=stuviera recristalizada -reL Cap. XII.- siempre tiene dislocaciones) envejecida. El punto A corresponde, en ordenadas, al esfuerzo necesario para romper el anclaje de dislocaciones. Una vez rotos los anclajes la deformación plástica se inicia con un esfuerzo menor, B, que se denomina 1fmite elástico inferior. Aplicando ese mismo esfuerzo se logra una amplia deformación plástica Be (palier de f1uencia). El alargamiento BC se debe al movimiento, de las dislocaciones liberadas, y, también, al de nuevas dislocaciones, generadas por el mecanismo de Frak· Read, en el punto A. Durante la deformación plástica BC, heterogéneamente repartida a lo largo de la probeta, aparecen macroscópicamente. en la superficie. unas bandas en las que se localiza esa defonnación. Son las líneas de Lüders (ref. XI.3.). Tienen ese mismo origen. generación de nuevas dislocaciones al romperse los anclajes de las atmósferas, las líneas de defomlación localizada ("stretchers strain;" o "vermiculures") que suelen aparecer en la superficie de chapas de acero dulce, empleadas por
PROPIEDADES MECAN1CA.S EN FRIO
495
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Alargam)elllo Fig. XI.21. EtllJf!jeclmiento y comportamiento a tracción. ejemplo para ('xteriorcs de automóvil. ..:uando son deformadas por estampación en fdo tra~ largn tiempo de alma(enamicnto. Para prevcnirlo. cuando las ..:hapas SOll susceptibles de envejecimiento, ":ünvicne produdr un ligero estirado previo parOl que la deform:Jcion resulte uniforme. no lo(alizada, ¡U11eS de la cSI:lInpOlciOn. Tiene la misma finalidad ell~mper rolfing (estirados det 0,25· IX, I que. antes de su entrega :11 cliente. suele darse. en 1:1 acería. a las hobinas de chapa tina obl~'n¡d.l~ por 1.. 1I1111:1C.o11 en frío y re('nddo de re..:ristalila..:iUn.
A partir del punto (' de la Figura X1.21. empieza a manifestarse la acrilud
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qUl' la dd'orlllación por tracción origina. A partir di: ese punto la cur....a I si~ul· 1<1 fornl
Se Jl'J:l envejecer unos d(as a la temperalura ambiente (envejecimiento natural). Al tr,u.:eil)tl;lr poslo.:riUTllll·ntl' esa probl'la, su curva de tracción. 11, resulta difl'r~'n1L' ,k 1:1 al1t .... rior. El )fllli!l' L'J¡ISlico :JpareCe par:J !t"nslones más :JItas (plllllo Fl. «llllO ~oll",-'~ul'llCia (k) blocilje. ¡:K)r atmósferas de Cotrdl.dc las ltislo~uciolll" qll~' el al'no prcxonlubu cllundo se descargó la probeta desde l') punto D. t-11Il~'relHl'111o
duk~'. n ~\.. ~lin
dd limite I'll·... ~'nllg_
dá~11Ctl.
al cano de 10 diasdc ('flveJccimiclllO. para un acero
Siendo Nf YO2 los porcentajes respectivos de Nitrógeno y Oxígeno en solución sólida de inserciÓn en la ferrita; y Mn el porcentaje de este elemento en solución sólida de sustitución en la ferrita.
CIENCIA E lNGENIERlA DE MA TERlALES
496
Prosiguiendo la deformación se observa que la carga de rotura Rl, de la curva Il, es mayor que la carga de rotura RI de la curva L El alargamiento lotal hasta la rotura, A2, resulta menor. Puede comprobarse experimentalmente que esas diferencias dependen de la composición química del acero: en concreto los valores de R.2 - R, Y de 6.A aumentan con el porcentaje de elementos intersticiales.
Cuando, como en el ejemplo considerado, el envejecimiento es natural, a la temperatura ambiente. se debe solamente al Nitrógeno. No 10 produce, en cambio, el Carbono: pues solamente puede difundir d"icazmel1tt'. y anclar [as dislocaciones. cuando las temperaturas son supcrioTl's a 200 Por eso
oc.
el envejecimiento natural se manifiesta solamente en los aceros efervescentes. no en los calmados (V.J.3.). En cstos durante id c:Jlrnado d Nitrógcno precipita en forma de nitruros y carbonitruros. y por tanto no existe Nitrógeno en soludón sólida dentro de la ferrita. Para contenidos en Nitrógeno librc inferiores a 0,0001 'Yo (aceros libres de intersticiales, tratados con Titanio) no se produce t'nvejccimicnto natural en los aceros dulces. Volviendo a la curva I de la Figura X1.21.. si una probt'la es descargada en el punto D. pero se realiza un nuevo ensayo de tracción inlllediatamente después. sin dar tÍl'mpo :.l que la probeta envejezca. se obtendr::1 un límile cl::1stico igual a D. Por no habcr transcurrido suficienlt' tiempo para que las
500 !lo ras 200 horas
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4 horas 0.5 horas
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100 0.05 L.L.L.L-lL'-'-'-'-.L-L-L DcfoTmaóol1cs reaks Fig. xl.n. Acero eferuescente extradulce deformado hasta D y enueiecido.
PROPIEDADES MECANlCAS EN PRJO
497
dislocaciones pudieran resullar ancladas. Por lo mismo la nueva curva de tracción no prcsenlaria límite elástico ¡nfalor ni Ouencia horizontal). La influencia dellit:mpo durante el envejecimiento natural puede ilustrar· se, por analogía. con las curvas de la Figura XI.22. Las curvas corresponden a los ensayos realizados con varias probetas previamente traccionadas hasta el punto D. descargadas, envejecidas luego a 100 oC durante tiempos crecien· tes, y traccionadas a continuación. Se observa que pn:senlan límites elásticos más alias, y mayores nucncias. cuanto mayor ha sido el tiempo de envejecimiento. A temperaturas superiores. 250-350 Oc la difusión de los intersticiales ha· cia las dislocaciones es IllUY r:lpida: tanto del Nitrógeno como del Carbono. Por ello, a estas temperaturas, se pone más prontamente de manifiesto el env~jecillliento art ificial de aceros d ulees previamente deformados. El rC"':IHrido mcdio de un ¡¡tOnlO cs proporcional a la m{l wadrada de su coeficiente de difusÍl.in. D. Illultiplicado por elliempo. Es decir, X =~. ]lorcollsiguiente, como la difusiOn est;.Í activada terl11lcalllúntc D sigue una ley de Arhcnius el envejecimtenlo aumenta con la temperatura.
la esc¡lsa tt'n
XI.9. ENDURECIMIENTO POR SOLUCION SOLIDA DE SUSTITUCION
Para aleaciones de un mismo sislema. por ejemplo el binario Cu-Zn. si se comparan enlre sí las durezas que presenlan las diferenles soluciont's sólidas posibles de Zinc en el Cobre, y a igualdad de olros faclores -como. por ~jelllplo, gnlnos regulares. y del mismo ramailO en todas ellas-. se aprecia que la duna¡l es más alta .:11 ¡lUmentar el contenido de Zinc. La solución sólid
CIENCIA E INGENIERlA DE M.... TERIALES
498 TABLA X1.6. Mt:Y
Mm. por
I % ~/tmnIlO. tn solución sólida (Picktring).
ElementO
+670
Fósforo (perjudicial para tenacidad). Silicio . Cobre. Manganeso
Molibdeno . Nlquel . Cromo (reace. con imersticiales) Aluminio ..
+ + + +
.
.
85 39
+670 '5
+
O
+ 9 + 18 + 45 + 9
30
l'
O
O
31 11
más favorable para disminuir la drstorsion: la dislocacion resultar.í parcialmente andada. y ello contribuye a un ligero endurecimK:llto. Pero. a diferenóa de los álOmos imerstkiales. su difusión es lenta y, además, no pueden concurrir varios átomos solutos de susti· ludón en el mismo punto. En las soluciones sólidas de sustitución no llegan a rornHI~ atmósferas de Catrel! y. en consecuencia. no envejecen por s'rain oging.
Sí que puede observarse, en algunos «ISO S, algo similar a un l'nVl'Jel.:!miento: una variación de características al cabo dd Ikmpo. I}~ro su ¡;
Xl.l0. ENDURECIMIENTO POR PRECIPITACION. ENDURECIMIENTO ESTRUCTURAL
En el apartado VII.I.2. sc ha hecho referencia
PROPIEDADES MECANlCAS EN FRJO
499
En la Figura XJ.23. se indican diferentes etapas del paso de una dislocación entre dos finas partfculas M N, de módulo de cizallamiento G superior <11 d~ la matriz, separadas una magnitud d. Para lograr que la dislocación consiga pasar entre los precipitados se requiere una tensión igual aG. bId; siendo b el vector de Burgers de la dislocación. Cuando la dislocación ha atravesado el obsláculo M N rodeándolo (sin lognlr cizallarlo si el precipitado tiene un alto valor de G). cada una de estas part (culas queda envuelta por un anillo de dislocación situado en el plano de deslizamiento. Cada anillo ejerce una retrotensión Y. por tanto, ai'lade una dificultad complementaria para otras dislocaciones que, moviéndose en ese mismo plano de deslizamiento. intenten superar el obsl;1culo M N. Toda dislocación que consiga alravesar MN produce un nuevo anillo alrededor de M y N: con lo que la tensión necesaria para que olra dislocación pueda salvar d obstáculo se va incrementando a medida que prosigue la deformación. Esle endurecimiento por precipitación es más efectivo cuando las par({culas son coherentes con la red cristalina de la matriz: ya que las partfculas pueden formarse con pocos átomos y ser más numerosas para una misma cantid
N
Hg. XI.23. Enduruimiento e¡tructurol.
500
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
ción es pequeño. Y si el tamaJ1.o de los precipitados es del orden de micras (10- 3 mm), y por tanto grandes, visibles al microscopio, el endurecimiento por precipitación apenas llega a apreciarse.
X1.11. ENDURECIMIENTO POR LAGUNAS (quench aging) Enfriando rápidamente un metal puro, hipertemplándolo (quench), desde temperaturas próximas a la de fusión, se puede retener a temperatura ambiente, de modo metaestable, un gran número de lagunas: casi todas la que existen, de modo estable, a aquellas altas temperaturas (reL Tabla X.l). La dispersión de lagunas, así retenidas a temperatura ambiente en el interior del metal son, -ya inmediatamente después de hiper!emplar-. obstáculos pam el avance de las dislocaciones existentes en el cristal. Esas lagunas se comportan de modo análogo a los precipitados. aunque con menos eficacia que éstos. Dejando transcurrir un tiempo a la kmperatura ambienle después del hipertemple (lo cual suele denominarse envejecimiento natural tras hipertemple, o quench aging), las lagunas, por difusión, emigran hacia las dislocaciones, interactúan con ellas, provocan un trepado y les restan movilidad. Recuérdese, por ejemplo, que. según la rapidez del enfriamiento. las lagunas pueden también condensarse en grupos y formar anillos, dislocaciones de Frank, u otras dislocaciones prismáticas, (rer. X.IO,), que contribuyen a restar movilidad a las dislocaciones existentes con anterioridad. Todo ello se traducirá en un aumento del Ifmite elástico y de la dureza del metal, así hipertemplado y envejecido. si se comparan esas magnitudes con las del metal no hipertemplado. Altl'rn:llivll111cntC:l la posibilidad de lograr muchas l:lgunas a la temperatura amhiente por Ilipcnclllplc del metal. las lagunas puedcn, también. obtcncrse pur irradiación. la irradiación neutrónica de un metal puro aumenta cl mimero de lagunas y. por envejecimientu dehido a éstas. aumenta la duren y el limite clastico, y disminuye la tenacidad
El envejecimiento tras hipertemple no es exclusivo de los meta1cs puros. Se presenta, por el mismo motivo, al cabo del tiempo, en las soluciones sólidas de sustitución. cuando han sido hipertempladas para retener en el inll.'rior de esa solución sólida sobresaturada un gmn número de lagunas dispersas (rer. X.1. y VII.L2.). El envejecimiento se produce. también, en las soluciones sólidas de inserción Iras hipertemplc. En el caso de estas soluciones sólidas su envejecimiento al transcurrir el tiempo es un resultado cooperativo de las lag,unas y de los átomos intersticiales. Las lagunas, como los átomos en solución sólida de suslitución, son menos móviles que los intersticiales. Asf, por ejemplo, el e o el N solubili· zados en la ferrita tienen, a temperaturas inferiores a 200 oC, mayor movilidad que las lagunas. Cuando eso sucede la difusión de átomos intersticiales
PROPIEDADES MECANICAS EN FRIO
501
hacia las lagunas permite si, ~como en el caso de la ferrita-, existe una afinidad qufmica entre el disolvente y los intersticiales, la precipitación de compuestos intermetálicos por reacción qufmica en esos lugares. Esos precipitados, nanométricos, aparecen finamente dispersos, Su efecto sobre las propiedades mecánicas es análogo al sena lado a propósito del endurecimiento por precipitación. Las soluciones sólidas de inserción, tanto si el metal de base es Hierro como si se trata de un metal no férreo, pueden experimentar, en mayor o rnen0r gr:Jdo, el quench aging, Presenta particubr interés la posibilidad de envejecimiento de la ferrita por quench aging, y puede ponerse de manifiesto en los aceros extradulces cuyos contenidos en Carbono sean del orden de 0,04%, Para mayores contenidos en Carbono, próximos a 0,1%. el aumento de dureza se ,Je'ht, al envejecimiento de la bainita formada durante el enfriamiento rápido si las temperaturas desde las 4ue se enfría son superiores a A J : la propia dureza de la bainita puede enmascarar la fracción que, en la dureza total observada, corresponda exclusivamente al cnvejecimiento. En aceros de contenido en carbono igualo superior a 0,25%, templados desde temperatu f
Ln los acl'ros cxtradulccs y3 sean calmados, o colados al vacio, o efervessolarncnli.: el Carbono contribuyc al quench aging,
c~'nll'S,
I-:n los :Icc'rns t'alm:ldos el N no aparece en solución sólida sino corno una segunda fase pn·cipitada. por reaCt'iOn con el desoxidante. En los aceros efervescentes el Nitrógeno si l'stti CII sulucióll sólida delltro de la ferrita, pero su euantia es insuficiente para producir este tipo de envejecimiento. En el slrain. oging, en cambio, el Nitrógeno sí influye en el enveJerilllil'lIto (reL XI.S.I. l.
Illil:iallllel11L" podrla pcnsarse que el endurecimiento de estos aceros cxtradulccs ~'s un inl.:onveniente (COIllO ocurrc con el strain aging). En estos aceros Sl' husc;j, L'l1 principiu, una hUl'lla conformabilidad: y, por tanto, conviene que su límill' l'lástico y dureza sean pcqul,"nos (por eso se emplean bajos porc~'ntaks de Carbono). 1I lálllillo '\'l\n!ormabilidad" puede resultar equIvoco. Se suele aplicar tanto a la po· sibilidad de lo¡:ral !
:-.Jo SielTl[H\.' el cnvl'jccimil:nlO que ahom nos ocupa es desfuvorable. Más aún. eslc l'S llllO de los proccdimil:tltos p:lr:J lograr los aceros extr;J(lu1ces IISLA. P(lr l:il'lllpln. en :H:eros con 0,07% de Carbono. pueden lograrse C¡lr¡':¡jS d\.' rtllllr;j Cl'rl'atlaS;j 1000 Mpa, y a VCCl'S supl'riorcs: con bUl'n alurgarniL'lllo t'l1 ~'l l'n,¡¡y() dt' tr:Jcción: y, por tanto, con suficienlc deformabilidad phjstic;l. Lslo se conSI~Lh: por tlll:J :lCt:ión combinada de varios factores: afino ..11: grano, OhlL'l1l'ióll de pbyas de mar!l:llsita -lugradas al enfriar dcsde lem-
502
CIENCIA E lNGENIERIA DE MATERLtLES
pcratllras comprendidas entre Al .y Al l
d~
fase dll
XI.12. CONSIDERACIONES COMPLEMENTARIAS En páginas enteriores se han considerado correlaciones entre cristalografía de las aleaciones y su dureza. Se han expuesto también a lo largo del capítulo XI algunas relaciones entre cristalografía, micrografía y propiedades mecánicas resultantes del ensayo de tracción. Pero en servicio pocas veces trabaja el material exclusivamente a tracción (rer. Capítulo XIII). También en muchos procesos de conformado en frío de los materiales metálicos -tales como extrusión y trefilado, Jaminación, embutición - el material está sometido a un estado de tensión no monoaxial y en consecuencia se precisarán esfuerzos diferentes al valor del límite elástico ao obtenido por el ensayo de tracción. La teoría de la plasticidad establece que, por complejo que sea el sistema de cargas a que resulta sometido el material, su estado de tensión queda definido por tres vectores: a), 02' oJ; perpendiculares entre sí en las direcciones X, Y, Z (ver Figura X124). Por convenio se loma el signo positivo para las tensiones de tracción, y el negativo para las de compresión. Se admite que el volumen del material antes y después de la deformación permanece constante. Es decir, E¡+E2+EJ=O; siendo E los alargamientos verdaderos en las direcciones principales antes mencionadas.
Según el criterio de Von Mises, puede decirse que el estado de tensión o
o,
o,
X
I I I
.; o,
_
-'
--+--0, Fig. X1.24.
T~nsion~s principa1~s,
positivas.
o, esfuerzos necesarios para que un material metálico inicie su deformación plástica en eño está relacionado con el límite elástico del material determinado en el ensayo de tracción, 00> por la expresión:
La extrusión y el trefilado puros vendrían representados por:
503
PROPIEDADES MECANICAS EN FRIQ
A.-EMBUTICION PURA (equilibrada si
01
-= -02 l. o,
E
i-':7:-"''----J'' ' o,
B.-ESTIRADO PURO (equilibrado si
01 = 02)·
0,
°
'/
0,
0,
C.-DEFüRMAClüN PLANA PU RA.
E, /
E,
j ~L
/'
Fig, X1.25. Embulición, E5tirado, Lominación.
_
CIENCIA E INGEN1ERJA DE MA TERIALES
504
Por consiguicn.te el esfuerzo necesario para iniciar la cxtrusión o el trefilado puros, es menor que para deformar por tracción; ya que aplicando el criterio de Von Mises resulta ser 01=2.00:3 El estirado puro, o estado de tensión plana, queda definido por:
El esfuerzo necesario para realizar el estirado puro, o la compresión pura, es igual que para deformar por tracción: 01=00' En la Figura XL25 B se indica la equivalencia entre los estados de compresión pura y estado de tensión plana. La /amjnación pura, también denominada deformación plana, quedaría defini-
da por:
Para iniciar la deformación plástica por laminación pura el esfuerzo necesario supera al límite elástico del material a tracción; ya que por el criterio de Van Mises se obtendría 03=1,1547.00'
La embutición pura, equilibrada, se caracteriza por:
La embutición pura requiere menores esfuerzos que la deformación por tracción. En efccto, aplicando la expresión de Van Mises, 0]=0,57735.00 La aptitud dc una chapa para ser cmbutida sc dcfine por el coeficiente de anisotropía normal de Lankford, determinado por ensayo de tracción, r=Ez:E3; y resulta grande -lo cual es favorablc para quc la chapa no adelgacc- para texturas de chapa (J 11). Adcmás, cl coeficiente de anisotroph plana, t\r=(ro+r91r2.r4S):2, sirve para caracterizar las variaciones del coeficiente l" '~n el plano de la chapa (a ()ll, 90° Y 45° de la dirccción dc la laminación).
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PROPIEDADES MECANICAS EN FRiO
505
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XII Recristalización. Deformación a alta temperatura. Tratamientos Termomecánicos. XII.1.INTRODUCCION
En capítulos anteriores se ha sci\a1:ldo que la deformación en frío confiere acritud a los materiales metálicos. El estado al!rio supon!:: UI1 aumento de energía respecto a la del agreg:ldo policrislalino no deformado tc'1l IrfO. Lo~ cristales met<1licos resultan encrgéticamcnle más estables cuando no prl'$I.'nlan dislocaciones. Por ello, las estructuras agrias tienden a t'volucionar hacia otras con menor nOmero de dislocaciones. Los cristales agrios no ceden espont<1neamenle su exceso d~ energía para pasar a cristales regulares. Para ello se requiere una energía de activación. comunicada por calentamiento externo, y un proceso de difusiÓn de átomos a la temperatura de calentamiento. El tratamicnto térmico para eliminar la acritud de un met
506
CIENCIA E INGENIERIA DE MATERIALES
Fig. XII.I. Lat6n 70/30 ruri¡tolizodo.
En la Figura XI!.2. puede verse. lambién alOa X. la superficie de aquella chapa después de ser reducida en frío hasla 1 mm de espesor. En ella se aprecian los efeclos de una heterogénea distribución de la acritud, el efecto barn:ra de las juntas de grano. y el desarrollo de deslizamientos complejos producidos por la acomodación de un grano a sus vecinos. La dureza media encontrada en las zonas claras ha sido 180 HV.
Fig. XII.2. Latón 70/30 agrio.
RECRISTAUZACJON. DEFORMACION A ALTA TEMPERATURA
509
FIJ. XII.). Sección de una chapa latón 70/30 agrio.
las 71111aS oscuras de la micrografia presentan m3)Or dure7a. ::0 IIV. Estas zonas oscuras clIrresponden a b¡¡ndas de cll.allalllicllto intenso que se prolong¡¡n hacia el inte· rior de la chapa. romo puede verse a 1000 X en la Figura XII.3. (el angulu entre romo boides de cilallamiento resulta igual a 7:ol. Despu~s de un recocido, en horno de sales. a 450 oC, duranle 30 minulOs. la superficie de la chapa presenta. a lOO X, la estructUrd micrográfica de la Fi~ur.l XII.4. Se advierten en ella, aún. lasjumas d~ t res granos deformados, y la presencia en su inlerior de pequef'¡os granos recristalizados. Prolongando la permanencia a 450 Oc aparece finalmente la estructura rccristalizada de la Figura XII.5. En ella se ven los granos plenamente recrislalizados. con macias de origen térmico formadas en el interior de aquellos. Nótese, al comparar la Figura XII.5. con la Figura XII.2., que no quedan trazas de la morfa logia agria (se aprecia únicamente la alineación de algunas inclusiones en la dirección de la laminación). Comparando la Figura XII.5. con la XII.I. se observa que la conformación en frío y la recristalización posterior han permitido afinar el grano. Por olra parte el aumento de dureza producido por la deformación en frío. que en la muestra de la Figura XII.2. esU comprendida enlre 180 y ~20 HV. cae hasta 80 HV en la muestra de la Figura XII.5. Análogas variaciones morfológicas pueden advertirse en otros metales o aleaciones, por ejemplo Aluminio. por recristalización de una estructura agria. Compárense, por ejemplo, la estructura agria del Aluminio, fuertemente deformado en frío (Figura XI1.6.). y ..:sa misma estructura una vez recristalizada (Figura XII. 7.). Aunque, a diferencia de las aleaciones con baja
510
CIENCIA E lNGENIERJA DE MA TER1ALES
energfa de dcft:ctos de apilamiento, las ak'aciones Je Aluminio no presentan maclas. La ohserv¡¡ción 31 mkroscopio óptico no pone de manifiesto -salvo en determinados LJ modirrcación de texturas. Cuando una aleación es conformada en frío direecionalmcmc, por ejemplo por laminación, los granos adquieren una orientación prefeC:.lSOS
RECR/STAL/LAClON. IJEFORMAC[()!\" A A /. fA ff,'MI'r:RA rURA
511
Fig. XII.6. Aluminio agrio.
rencial {hkI} < uvw >, respe<.:to
Fig. XII.7, Aluminio recristalizado,
":1\
AlulI1il1l\l PPilCII'LillIl\l. h
512
OENClA E lNGEN1ERlA DE MATERIALES
(100),
1011)
(110).
(111)
(110).
[ITzJ
(ll!},
II11J
I~" , '!Ji
Fig. XII.B. Texturas de laminación en frlO del Aluminio (Herengue/J,
lamill:.Jción en frio ttende a orientar los granos respecto al plano y dirección de laminadon como se indka en la Figura X11.8. Por Otro lado es frecuente que las teXluras de super!lcie sean dislimas de las texturas obtenidas en el imertor del material. habida cuenta del diferente modn de dcfonnación (por cl/.all:lIlllcnto en periferia y por derorl11a6011 plana en el nuc1eol. La recriaaliución modifica las tuturas del estado
arria. En la Figura XII.9., por ejemplo. se señalan las texturas más frecuentes después de recristalizar una chapa agria de Aluminio. Para la uelcnllilladon de texturas se utiliza la dirractomctria de rayos X. ASI, por ejemplo. p¡m una ciena chapa recristalizaua de Fe·J% Si. las figuras de polos de los planos J 110! (Figur¡¡ XII.10.). )200! (FigIU¡¡ XI!.I!.). y j:!22l (Figura XI!.12.), obte· lliu¡¡s con Ul1il c:iulilla de textura. pur difr¡¡cción de rayos X, permiten resolver que las texturas prrfclcnL'i¡¡les ue ¡¡quella I.:hap¡¡ SUIl:
Las texturas pueden ponerse de milniftesto macroS(:ópicamente. Tal ocurre, por ejemplo. al embutir una chapa de aluminio agria: aparecen orejas a 45° de la dirección de laminación (F~ura XII.U.a): y_ en cambio. al embutir una chapa de Alummio recristah/ado. las orejas aparecen a 90° con respecto a la dirección de laminación (Figura XII.IJ.b). Denominando H 1 Y H 2 la altura de las orejas. el valor e, igual al cociente 2 (11 1 - H 2 ) f (H I + H 2 l. proporciona una medida, macroscópica, de la intensidad I.:on que se manifiestan esas texturas al embutir una chapa. Recu~rdese, que el coeficiente de anisotropla plana. 6r. ref. Xl.12., caracteriza también las variaciones de compona· miento en el plano de la chapa respeclO a la dirección de laminación.
(100).
/OOIJ
(110).
[OOIJ
(110).
nlO)
Fi¡. Xll.9. Texturas en chapa¡ recn"stolizodQj
de A/uminio (Herengue/j.
RECR1STALIZAC10N. DEFORMAC10N A ALTA TEMPERATURA
,
•
•
•
•
, {112} • {111} <132:>
Fig. XU.10. Chape r.ecris/a/izada, de Fe· 3~, Si. Figura de p%s 1100 t medida.
OL
, {112}<1l~:oo • {111} <132:>
Fig. XU. t t. Chapa recristalizada, dI! FI!~ "Si. Figura dI! p%s 1200 I medida.
513
CIENCIA. E INGENIERJA DE MATERiALES
514
OL
, 1
, 3
, {1l2} • {1lI}<132>
fig, XII.12. Chapo recri~to/ilada, de Fe.J % Si. Figura de polos j222/ medida. Etapas durante el recocido de chapas agrias:
Fig. XI!.!3. Embutición de chapa de aluminio: (a) agrill. (b) recristaJizado. fe) parcitlfmente recristolizada.
515
RECRISTALlZACION. DEFORM:.tCION A ALTA TEMPERATURA
La ausencia de orejas no necesariamente indica que el material no presente textura. Así, por ejemplo, la muestra de la Figura XI1.13.c. se ha comportado isótropamente en la embutidón -lo cual es muy deseable- por una adecuada compensadón de texturas de iaminadón en frío y texturas de recristalll.ación.
Una vez recristalizada la estruclUra, si se prolonga su permanencia a la temperatura de recrislalización. o a otras superiores a ella. el efecto resultante es un crecimiento del tamaño medio del grano. Para lemperaturas de calenlamiento inferiores a la de recristalización hay una cierta variación de propiedades del melal o aleación, pero no se aprecia modificación de la eslructura agria visible al microscopio óplico. ni de su textura. Esta etapa de recuperación parcial de propiedades, sin modificación de la microestructura, se denomina restauración (recovery). Como resumen de esta Introducción puede subrayarse que. al calentar isotérmicamente (Figura XII.14.), a temperaturas diferentes, durante tiempos iguales. distintas probelas de un mismo metal, con igual grado de defor· mndón en frío, pueden distinguirse tres elapas: • Restauración. • Recristalizadón primaria. • Crecimiento del grano recrislalizado. En algunos casos se present,1O otras etapas que. impropiamente. suelen denominarse recr¡snlización lecundaria y recrisnlizacion terciaria.
El conjunto de mecanismos fisicometalúrgicos relativos a estas etapas son fundamentaks para d estudio de los recocidos contra acrilud y de los tratamientos term.'Jmecjnicos. presupu~stos
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(b)
Fil. XlI.14. EtaptU durante el recocido de c:hGpG$ agritu: (a) Cobn; (b) Aluminio. 1 Re.hwrociOn. 1/ RecristalizGCiOn.
111 Crecimiento de grano.
,
516
CTENCIA E INGENIERJA DE MA TERlALES
X11.2. RESTAURACION
Como se ha inLlicado más arrioa, durante esta etapa no se modifica la textura cristalina correspondiente al estado agrio; pero pueden apreciarse, entre otras. las siguienh:s v;Jri;H:iones: Cesión parcial.
L'n
forma de calor, de la
l'nl'r.~(a
interna alrnacenilda.
Iksap;lri¡;ión dl' tl'l1siones internas. t:~ta, PU<:JCIl
ser manolcn,iullCs. dchidas 11 1":.Io.:1<'r<:, externos. mednicos o termicas, 111"("l.:la11 ;1 la I1wsa Illct:iliea de modo uifcrcntc I'UCUClI, lambién, ser microtensiones que rc,ultall Jc inholllogcllddades locales (o.:¡!mpos c1asticos asociados a las dislocaciones). I'rouuo.:idas. por ejemplo, por apibmientos de dislocacillllcs en el interior de los granos: por distorsiones en el COlls1ituyente rnatril. debida, a precipitados nanométricos: por la presencia de granos sometidos;¡ tensión Junto a otros en l:omprrsión: etc. ql!O:
lh'cuperación de propiedades eléctricas. habida cuenta que la deformación en frío aumenta la resistividad eléctriCJ. RecuperJción parcial de propiedades mee<\nicas: por ejemplo, pérdida de dureza y aumento del alargamiento (rer. XlJ.5.). Los metales, aunque crislJlicen en el mismo sistema, suelen comportarse mecánieamente. durante esa restauración, de modo diferente. El Aluminio, por ejemplo, ahlanda baslante durank la restauración. Otros materiales metálicos di.'1 mismo sistema cristalino cúbico centrado en las caras, lales COIllO Cobre, latones alfa. bronces alfa. cuproluminos alfa, Nickel, cupron(queles, aceros austen(ticos, elc .. no experimentan disminución apreciable de dureza durante la restauración. En 105 metales nihicos de caras centrada y alta energl'a de defectos de apilamiento. el Aluminio (ref X.8.). las dislocaciones p
Fig. XILlS. Poligonización en el Aluminio (Lacombe).
RECRISTALlZACION. DEFORMACJON A ALTA TEMPERATURA
517
las dislocaciones parciales de hélice pueden también fácilmente recomponerse en dislocaciones sencillas: hacer cross.slip y contribuir a la obtención de subgranos (en particular cuando se aplica una tensión durante la restauración: TeL restauración dinámica, XIL6.). Esa formación de subgranos, de finas subJumas poligoniladas, va acompañada de una notable disminución de dureza: de aminoración de la resistencia a la tracción: y de aumento del alargamiento. la textura del metal o aleadón sigue, sin embargo. siendo la del estado agrio. El ablandamiento durante la restauración en realidad una compleja forma de poligonizació/f- puede ser de tal magnitud que, a veces, pueden emplearse recocidos de restauración en vez de recocidus de recristalizadón total. De todas maneras. si se desea lograr
un ablandamiento pleno de esos metales aptos para poligonizar, es preciso efectuar un recocido de recristalizactón. Los metales de baja energ(a de defectos de apilamiento -tales como el Cobre, Nickel. aceros austen(ticos. etc., (rer. X.8.)-, no "poligoni:tan"; no ablandan apreciablemente durante la restauración y requieren siempre recocidos de recristalización para disminuir su dureza.
X11.3. RECRISTALlZACION PRIMARIA El grado de deformación en fria del metal. la temperatura que es necesario alcanzar para que éste pueda iniciar la recristalización, y el tiempo de permanencia a esa temperatura hasta lograr una estructura regular, están relacionados entre sí.
XII.3.1. Acritud y temperatura de recristalización Es habitual que el recocido de recristalización de una estructura agria se efectúe, en la práctica, por calentamiento continuo. Incluso si el horno de recocido está a temperatura constante la muestra suele adquirir paulatinamentt= esa temperatura. En lo que sigue se hará referencia a la recristalización a temperatura constante TI, a fin de marginar la influencia de 1:l restauración, Si bien, cuando el calentamiento es continuo, puede disminuir parcialmente la acritud de la muestra antes de alcanzar la temperatura de recristalización.
La influencia de la reslauración previa sobre las propiedades mecánicas de metales que no poligonizan es pequeña, Por tanto, para estos metales. la velocidad de calentamiento en los recocidos continuos suele se casi indiferente para los resullados finales de la recristalización. Lo que. lógicamente. no ocurre para metales que, como el Aluminio. o la ferrita (que cristaliza en el cúbico centrado en el cuerpo), poligonizan. Cuando las condiciones de calentamiento isoh!rmico (temperatura, tkm· po) son las adecuadas para iniciar lo que se denomina recristalización primaria, la pérdida de acritud del metal por calentamiento va acompañada de la aparición de pequeños granos cristalinos regulares en el interior de la matriz agria (ver Figura XIlA.). Durante la recristalización primaria hay, generalmente. dos etapas con-
518
CIENCIA E INGENIERlA DE MA. TERlALE5
secutivas. Primeramt=nle se requiere un tiempo t para la formación de núcleos de recristalización. Posteriormente los núcleos crecen por movilidad de átomos desde la matriz agria atravesando la frontera Que supone la junta de grano núcleol matriz. Esa junta avanza y por tanto el núcleo crece. Finalmente la matriz agria desaparece: es completamente reemplazada por una nueva estructura de granos regulares cuando las juntas de los diferentes cristales en crecimiento interaccionan entre 51. Más adelante se har:f referencia al crecimiento de los granos ya plenamente recrista· lizados. Esto se consigue prolongando la permanencia a la temperatura de recristalizaci6n. o bien elevando la temperatura). De este modo disminuye la energía libre del agregado policristalino al aumentar el cociente Volumen de grano/Superficie de grano (es decir. decrece la energia al aumentar el tamal10 de grano promedio).
La recristalizacián no supone un cambio de fase: no hay cambio alotrópico, sino sencillamente una nueva combinaciÓn de los átomos, por difusión, para fonnar nuevas agrupaciones cristalinas con un número muy inferior de dislocaciones ( 104 - lOS dislocaciones/cm 2 ), La energfa de activaciÓn necesaria para movilizar los átomos y formar esas agrupaciones "recristalizadas", con pocas dislocaciones, es tanto menor cuanto más defonnado en frfo se halle el metal antes del calentamiento. La temperatura isoténnica que es preciso alcanzar para el inicio de la recristalización es inversamente proporcional a la acritud del metal. Por consiguiente, cuanto más pequeño es el grado de deformación en frfo más alta debe ser la temperatura necesaria para poder iniciar la recrislalización, Para lograr la recristalización isotérmica de una aleación a la temperatura TI se precisa un mínimo de acritud previa. Esta recibe el nombre de
acritud critica para la temperatura TI' En la recristalización, por intervenir la difusión, temperalura y liempo son complemenlarios. Asf, al aumentar el tiempo de recocido -para un cierto grado de acritud- disminuye la temperatura necesaria para poder recristalizar, La acritud crUica mfnima para una recristalización isotérmica a la temperatura TI disminuye al prolongar el recocido a esa temperatura, porque aumenta la probabilidad de formación de núcleos.
XII.3.2. Consideraciones sobre la nucleación de los granos recristalizados La rccristalizaciÓn es un proceso irreversible. a diferencia de lo que ocurre en otros procesos. En la soUdificación de un melal puro, por ejemplo, el sólido funde, al cabo de cierto tiempo, a una delerminada temperatura; en tanto que debajo de ella el 1fquido volvería a solidificar. En las transformaciones alotrópicas ocurre algo análogo: el Hierro puro pasa de la variedad alfa a la gamma cuando se sobrepasa la temperatura de 912 oC: pero vuelve a la variedad
RECRISTALlZACJON. DEFORMACION A ALTA TEMPERATURA
519
alfa por debajo de esta temperatura. Lo mismo sucede en la precipitación: los precipitados de una aleación se disuelven, para formar soluciÓn sólida, cuando la temperatura es superior a la crftica, pero reprecipitan cuando se desciende por debajo de esa temperatura. En cambio, una vez lograda la recristalizaci6n de una estructura agria, un enfriamiento por debajo de la temperatura de recristalizaci6n no devuelve al estado agrio. Por otra parte, durante la recristalizaci6n primaria, los procesos de nucleaciÓn y crecimiento no siempre siguen el modelo general, de germinación por nuctuaciones, expuesto (reL 11.2.) a propósito de la solidificación. No hay un modelo único de nuc1eación para todos los metales, ni para todos los grados de deformación en frío de un mismo metal. En algunos casos la recristalizaclón a temperatura TI comienza muy rápidamente sin formadón de núcleos de recristalización: en todo grallo con baja concentradón de disloc¡¡dones su junta :tvanza y se introduce en el gr¡¡no contiguo de mayor concentradon de dislocaciones. Este proceso, denominado "nuc!eación de Beck", no es tal nucleadón sino más bien el crecimiento de algunos granos, que no resultaron bastante agrios durante la deformación en frío, a expensas de otros más agrios (ver Figura XI1.l6.). En otros casos, la recristalización, :t la temperatura TI, no comienza inmediatamente, pero l:t Ilucleación tampoco se ajust¡¡ al modelo clásico. Por ejemplo, si se trata de aleadones con alta energía de defectos de apilamiento. el material puede "poligonizar" y formar subgranos durante la restauración (ver Figuras X.33. y XII.IS.): una vez se consiguen 0 desorientaciones superiores a los 30-40 , estos subgranos se convierten en núcleos de recristaliz¡¡ción. Por consiguiente ha de transcurrir un tiempo 1. de incubación, ¡¡¡¡sta que se forman los núcleos con c:tpacidad de crecer: es decir hasta que se Inicia la recristalilación primaria. Para otras aleaciones. en cambio. la recristalización responde al modelo clásico de llucleacióll y crecimiento. Es el caso más frecuent{'. Tal ocurre. por ejemplo, en aleacio-
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CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
nes con baja energia de defectos de apilamiento, (ref. X.g" Cobre, aceros austenitil,:05. latones alfa, cuproaluminios alfa. elc.): e incluso del Aluminio si se suprime la etapa de poligonización como consecuencia de un rápido calentamiento.
Cuando el desarrollo de la recristalización primaria requiere la formación previa de núcleos por el clásico mecanismo de "nuctuaciones térmicas", ao:l:' lago al que se presenta en la solidificación, los nOeleos se forman preferentemente en regiones donde el grado de deformación local es más alto. Tales como juntas de grano, bandas de deformación, inclusiones, !fneas de macla, y zonas periféricas próximas a las superficies libres. Por otro lado, para una temperatura isotérmica TI de recristalización, el número de núcleos formados al cabo de un cierto tiempo 1, resulta mayor cuanto mayor es el grado de defonnación en frío del metal. Puede decirse que el grado de reducción en fdo, la acritud, es la fuerza inductora para la recrist alización. Por ello a mayor acritud de la aleación, y por tanto mayor el número de núcleos de recristalizaci6n que se foonarán, menor resulta el tamafio promedio de los granos recristalizados al concluir la recriSlalizaci6n primaria a lemperalUra TI (Figura XI!.17.). Por eso con pequeñas acritudes el grano recristalizado es muy grande (sobre todo cuando la acritud es del orden cr(tico antes indicado). la Figura XII.IB., correspondiente a una probeta de Aluminio atacada con una mezcla de ácidos (Hel, HF, HN03) para revelar su macroestructUla, puede ilustrar 10 indicado en el párrafo anterior. Se trata de una chapa, de I mm de espesor, cortada en forma
-
Reducción en frío
Fig. XII.!'. Correlaci6n etrtre acritud, temperatllra de recristalizaci6n, diámetro de grano.
RECR/STAULA('JON. /JEFORMAClON A A/.TA TEMPERATURA
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Fig. X11.I8. Probeta trapezoidal.
tr:JpewidaL sometida luego a una Iíger:J deform¡,¡o.:Kin JJlástica por tracción en frío, y o.:all'ntad:J posterionnente en un horno de sales a 325 e durante JO minutos para su ft;'o.:rislali/.ao.:ilin Isi huhiera sido suficiente la acritud conferida por la ligera tracción). I}reviaml'ntc a la tr¡l\:don se maro.:arOll a 10 largo del eje de la chapa unos trazos separa· d()~ ('nlre ~( 1 (·rn. Después de traccionada la prohl'ta la separación entre marcas no es constante: como resullado de la tracción se deforman menos las regiones anchas de la chapa. La macrocstructura mues{ra que las zonas menos anchas (que por haberse alargado más adquirieron mayor acritud que las otras) recristalizaron a 3250 e con tal11Ji'lu de grJno mas pequeño; redprocamente. en las moas Jnchas los granos son mayores. Los gr¡¡llos recristalizitdos de superior tamaño Jparecen para la acritud críti· Cit. nHrespondiente a 325 Oc y 30 minutos. que resultan ser Jproximadamente 5% de uefonnacKin en frlo. Para acritudes inferiures a este valor no se apreciaran granos recris· taJiLados después de o.:alentar 30 minutos a 325 oC. Lo~ efco.:tos de ulla ao.:ritud crítka suelen ser perjudiciales. Así, por ejemplo. ocurre ell codo~ ligeramente o.:urvJdos. cuando son luego calentados por necesidades de servi· do. LJ Jcritud introducida al curvar puede ser suficiente para yue esa zona recristali· ce J IJ temperatura de o.:alentamiento. El tamaño de grano resultará grande y por tanto disminuirá b resistencia mecánica en ese punto: en tanto que las zonas contiguas. con menor acritud que la o.:rftica. no experimentarán modificaciones en la estructura por no haher llegado a reo.:rislJlilar.
XII.3.3. Efecto de las impurezas El tamaño prom.:dio del grano recristalizado no depende exclusivarncnlt: dl' la mayor o Illcnor cJntidad de núcleos lIc rl'cristalización motivados por
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CIENCIA E: INGENIERlA DE MA TERlALES
la acritud, sino también del efecto de las impurezas. Es decir, de los átomos en solución sólida y de los precipitados. Los átomos en solución sólida suelen retardar el avance de las superficies límite de los núcleos, debido a la interacción elástica que Jos átomos solutos ejercen sobre ellas, curvándolas. Los precipitados o segundas fases también obstaculizan el avance de aquellas superficies límite. Su efecto se asemeja al de alfileres y por ello es denominado pinning por los anglosajones. Como ejemplo de importante repercusión industrial cabe citar la inhibición efectuada por el NA 1 sobre las subjuntas de ~rano )100 { : ello favorece el crecimiento de subgranos con textura I111I muy favorables para la embulición (rer. XII.3.4).
Con re:.pecto a la nucleaclón pueae deCirse que las ImpUrezas, o segunaas fases precipitadas en la matriz agria, aceleran la formación de núcleos si el tamaffo de las segundas fases es grande (del orden de varias micras); ello es debido a la concentración local de esfuerzos que la deformación en frío produce sobre la matriz agria que rodea a la partícula. Las impurezas, en cambio, retrasan la nucleación si esas segundas fases resultan muy pequeffas; porque frenan la movilidad de subjuntas de grano en aleaciones poligonizables e impiden que los subgranos puedan llegar a ser núcleos efectivos. En algunos casos los precipitados nano métricos pueden no solamente retraaar la nu· dudó n .ino, inclu.a, impedir la recriaalinción. Tal es el caso, por ejemplo, de pequeilas cantidades de Niobio (que puede precipllar
en foona de NNb, con tamaño de pocos nanómetros) en los aceros de muy bajo contenido de carbono denommados a~erol miaoaleadol. Al laminar estos aceros a alta temo peratura, en estado austenítko, la austenna se defonna y adquiere acritud, pero no llega a recristallzar durante la laminación en caliente (IDminocion eontrolada de tJcerol micrtHlletJdosj por impedirlo los preCipitados de NNb. En estos aceros la inhibición de la recristalización resulta muy ventajosa: al transformarse después alotrópicamente la austenita agria en ferrita, durante el enfriamiento, se obtienen granos de ferrita de un tamailo muy fino (más de 30.000 granos en un mm 2), imposible de obtener a pan ir de granos de austenita recristalizada (Figura XI1.I9 .). Estos aceros microaleados de bajo contenido en Carbono -yen consecuencia buena soldabilidad- presentan además, por su pequeño tamaño de grano. un alto límite elástico y excelente tenacidad a baja temperatura (se emplean para oleoductos y gaseoductos en regiones ánicas, plataformas marinas, etc.).
Por otra parte el crecimiento de los núcleos, una vez formados, se ve retrasado por el obstáculo (pinning) que, para la migración de las fronteras núcleo/matriz agria, suponen los precipitados si son pequei'ios y numerosos. El tamaño de grano recristalizado es, segün Zener, directamente proporcional al tamai'lo medio de los precipitados e inversamente proporcional a su fracción en volumen. Los precipitados de gran tamai'lo no interfieren el crecimiento. En ocasiones los precipitados de gran tamaño, por resultar más favorables para la nuc1eación que desfavorables para el crecimiento de los núcleos, suelen proporcionar un grano más fino al final de la recristalización primaria (habida cuenta que los precipitados de gran tamano no obstaculizan
RECRISTAL/lAC/QN. DEFORMACION A ALTA TEMPERATURA
523
Fig. XlI.19. Acero para cuadro metálico de entibación de minas (O, /5%C, O,9%lI1n, 0,7%Cr, O,36%Cu). En estado brillO de laminación en caliente. /00 x.
el avanée de las superficies límite de los núcleos en crecimiento dentro de la matriz agria). Tal ocurre, por ejemplo. en aleaóones de Al-Fe cuando existen part ículas de feAI) de aproximadamente I micra de diámetro: y con acero dulce cuando las particulasde fe)C están separadas :2 micras.
Los precipitados muy finos, en cambio, dificultan por igual la nucleación y el crecimiento de los núcleos (obstrucción tanto mayor cuanto más finos y menos separados están los precipitados). Esos precipitados nanométricos elevan la temperatura de recristalización: prolongan el tiempo para recrista· lizar a esa temperatura; y, en consecuencia, pueden aumentar el tamai'lo de grano de recristalizaciÓn primaria obtenido a esa temperatura. De lo anterior se desprende que el rol de las impurezas, durante la recrista!ización primaria, resulta bastante controvertido. En algunos casos puede obtenerse ventaja de los precipitados, aprove· chando su influencia sobre la nucleaciÓn y crecimiento orientado de los núcleos. a fin de obtener texturas de recristalización (Figura XI1.20.) bene· ficiosas para posteriores operaciones de conformado.
XI1.3.4. Texturas de recristalización primaria Las estructuras de grano recristalizado fino. cuando han sido obtenidas por una moderada reducción en frío. y bajas temperaturas de recristalizaci6n.
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CIENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
Fig. XU:,20.
suelen presentar una orientación aleatoria de los granos rccristalizados, sin textura preferencial. En cambio, para fuertes deformaciones en frfo. y recocidos de recristalización a temperatura alta y prolongada duración, las texturas de recristalización suelen aparecer bien definidas. La textura agria es distinta de la textUfa de recristalización (ref. XII.1.), La genesi. de la textura de re..:ristalización se debe. en muchos casos. a una nuclea· cion orientada, cuya causa es la correlaóón existente entre las orientaciones nistalinas de los núcleos y la de las zonas deformadas contiguas. En otros casos. en cambio. la textura de recristalil'acion se produce por un crecimiento seledivo de los núcleos. COIl inde· pendencia de la orientación cristalográfica inicial de éstos.
En general, es deseable qUe el material recristalizado resulte isótropo. pero en algunos casos la textura resulta beneficiosa. Tal ocurre, por ejemplo. con la textura de Goss ¡lID! < 00 I > . para chapas de transformadores: y con la textura de laminación jlll t . para la embutición de chapas de acero recristalizadas. Los precipitados contribuyen a favorecer delerminad:lS texturas. Asi sucede, por ejemplo, y ello es beneficioso. COIl el NAl en ]¡IS .:hapas de acero calmado "de calidad embutición profunda". Estas chapas son delgadas. de espesor inferior a 15 mm. y suelen destinarse al proo.::eso de embutieión en la industria del automóvil: o a fabricar envases, electrodomesticos, muebles metalio.::os, etc. Se obtiene la favorable textura de o.::hapa ¡lll cuando se eOlllrola rigurosamente. como más abajo se senala. el proceso de laminaeKín en caliente de estos aceros; el bobi· n¡¡do de las chapas: el laminado en frio; y el recocido de recristaliza.:ión.
i
RECRISTALlZACION, DEFORMACION A ALTA TEMPERATURA
525
La estructura al terminar la laminacian en caliente de estas chapas remlt:t rc..:rist:tli· zada y es austenitica; los átomos de Nitrógeno y de Aluminio están el1 solución sólidll en la austenita. Tras la laminación en caliente l:Js chapas d('b('n su enfriadas rripidamente a fin dc evitar la precipitación de NAl durante la tr:msIÚfll1ación, dc gamma a alfa. que tiene lugar en el enfrh!lniellto hasta la tempcratura ambiente. Para ello basta bobinar a 550570°C. Pos terionnente se desenrollan las bobinas: se dCl'ap~1 quimicamente su superficie. y se realiza la laminación en frlo, en estado alfa, hasta l(l~rar el espesor uniforme deseado, obtener una buena calidad superficial y conseguir la h'xtura de lamillación en frio. La reducción óptima de espesor es de un 70% aproximadall1clltc, Los átomos de Nitrógeno y Aluminio siguen permanecicndo en solución sólida duran· te la laminación en frío. Se procura, en cambio. que el NAI precipite durante el C:llentamiento que precede al recocido al que se someten luego l:ts ,,;hapas laminadas en frío. Ese recocido tiene por finalidad la recristalización sin transformación alotrÓpica. de la estructura agria alfa. Para lograr la conveniente precipitación del NAL la velocidad de calentamiento de las chapas agrias, en el interior de hornos de campana con atmósferll protectora de la oxidación, suele ser de ~O 0(' a 40 Oc por hora hasta akalwlr 1:1 temperatura de re,,;rist:lIizaciun (inferior a 727°C). Se consigue así que el NAl vaxa precipitando con tamaño nanométrico en subjunta~ de grano alfa con textura ¡lOO ¡. \0 que favorece la recris· talización con textura 111! . Si las velocidades de calentamiento fueran rápidas la precipitación del NAI seria más grosera y no inducirCa la nuc1eación y crecimiento orientado de los granos re,,;ristalizados alfa con la conveniente textura de chap:l jlll 1 . Obviamente en los aceros efervescentes no existe NAI; ni, por tanto, la posibilidad de conducir adecuadamente su precipitación para dar textu¡a ¡ll 11 . Por ello los are ros efervescentes se componan, en la embutición, peor que los aceros calmados de ,,;alid:ld corriente ("calidad comercial").
¡
XII,3.5, Consideraciones complementarias sobre la recristalizaci6n primaria La correlación habitual entre acritud, temperaturas de recrislalización, y tamaño de grano recristalizado, para un tiempo constante de recristaJizaci6n, por ejemplo I hora, puede ilustrarse cualitativamente con la Figura XII.I7. Este esquema resume, sin considerar el efecto de las impurezas. lo que pueden denominarse leyes de la recristalizaci6n, • Se requiere una acritud mínima (acritud crCtica) para poder rcali:tar la recristalización isotérmica de una aleación a temperatura TI, • Esta acritud crítica debe ser tanto mayor cuanto menor sea la temperatura a que se desea recristalizar, Por tanto, cuando la recristalización va precedida de una permanencia a temperaturas de restauración que disminuyan sensiblemente la acritud (recuérdese 10 dkho a propósito del Aluminio), para iguales grados de deformación inicial se requieren temperaturas de recristalización más altas. Por otra parte las diferentes maneras posibles de trabajar en frío un metal -forja,
526
CIENCIA E INGENJERlA DE MATERIALES
estirado. laminadon, etc.- producen. para iguales reducciones de sección transversal, acritudes efectivas diferentes. I'ur lo que los resultados de la recrístalización no serán iLl':nticos,
*
Para cada tl'mpcralura de recrislalización el tamaño de grano, al finalizar la n:cristulizadón primaria, resulta menor cuanto mayor es el grado de acritud previo a la TccristalizadÓn. Tamh¡¿l1 aquí son v,ílidas [as ohservaciones sciialad
previa. ASI pOf ejemplu; en alc:lóones poligollil.ahles, dus muestras e01\ igual acritud, y rccristalizau
su t;lIllaiio de granll rcsultaní m:lyor. En :llgUllOS casos la restauradun previa puede ser t;m acusada que llegue a inhibir la recrist;tliZ;tciUn. AsI. por ejemplo, 1:1 Figura X11.21. corresponde a una aleación de Aluminio-M;tng;tneso recristali¿:lda en horno de sales a 425 Oc durante 5 minutos. La Figura XIJ.2:!. corresponde a la rnism¡¡ a)eaciün de ;tluminio, con igual grado de acritud previa, pero reslJurada durante I hora a 275°C (en que no llegó a recristalizar) y mano tenida posterionllente durallte 5 minutos en horno de sales a 425 Oc. Al comparar ambas micrografías se advicrw que la restauractun previa resultó suficiente para inhibir la recris· talil.aciun en l;t segunda muestra (solamente aparecen algunos granos recristalizados). Como complemento a la Figura XI!.I? podrfa
añadir~ que:
'" Para un mismo grado de reducción en frío, al aumentar la duración del tratamiento isotérmico disminuye la temperatura necesaria para poder recristalizar. La relación entre tiempo y temperatura es de tipo logaritmico: duplicar el tiempo de recocido equivale a aumentar solamente unos grados la temperatura de recristalización. '" El tamano de grano, al final de la recristalización primaria, depende principahnentc del grado de deformación en frío: y en menor medida de la temperatura TI del tratamiento térmico. El tam;tiio de gr;tllo. al término de l:J recristalización. a una temperatura TI. resulta 11l
(recu~rdese lo
'" El mantenimiento en temperatura, una vez finalizada la recristalización
RECRlSTALlZAClON. DEFORMACJDN A ALTA TEMPERATURA
527
Fig. XII.21. Recris/alización tolal.
Este crecimiento
.."
Ag. XII.22. Recrislaljzación parcial.
CIENCIA E lNGENIERlA DE: MA TERiALES
528
En realmad este caso difiere de los considerados mas arriba. relativos a una defur· mación en frio y posterior recristalizadón. Corresponde a algo que suele denominarse de otro modo: conformado ~" cali~"te (ter. XII.6.2.). Cuando a la tem~ratura de trabajo se producen simullaneamCllte acritud (por deformación) y ablandamiento (por resnuladon o recristaliución). el proceso recibe el nombre de reltDulUCió" -o recrista/itllcidn- dindmiCll. Sus leyes de componamientu -rer. XII.6.- difieren de las expuestas en párrafos anteriores a propósito de la recristalización primaria (ésta suele denominarse recrista/iuu;orr csu;tictl).
XII.3.6. Cinética de la recristalizaci6n estática e isotérmica El porcentaje de metal recristalizado Xv. ~sl¡Hica e isotérmicamenle, a una temperatura TI en qU\l resulte posible la recristalización. aumenta con el tiempo de permanencia a esa temperatura TI' Suele seguir una ley de tipo sigmoidal: Xv = I - exp (-8tl<.)
(ley de Avrami)
en Que Xv es el volumen de la fracción recristalizada, t el tiempo, 8 y k valores constantes. Por tanto la ley de Avrami se ajusta a una recta de ordenada en el origen igual a lag 8 y pendiente k cuando se representan en ordenadas los valores de log {In (I:(I.X.)]} ,yen abscisas los valores de log l. Las desviaciones reales que a veces se obsernn respecto a esta ley. en algunas aleaciones con alta energía de defectos de apilamtento provienen casi siempre de que la facción de matriz agria, aún no recristalizada. restaura notablemente por calentamiento: y en consecuencia la fuera inductora para la recristalizacíón de esa fracción agria va disminuyendo con el tiempo. Ver, por ejemplo, la Figura XIU3. correspondiente a recocido isoténnico de Aluminio de gran pureza. laminado 40% a O Oc y recristaliza· do a 155 oC. En otras ocasiones las desviaciones son debidas a que no se cumplen las hipótesis implícitas en el modelo de recristalizaciOn de Avrami; que. por ejemplo. supone un crecimiento continuo de los núcleos y a igual velocidad en todas [as direcciones. Lo cual en muchos ca:J:ls no ocurre (recuérdese que el crecimiento de los núcleos suele ser selectivo).
XII.4. CRECIMIENTO DEL GRANO RECRISTALlZADO
La recristalización finaliza cuando los granos de recristalización primaria entran en contacto unos con otros y la estructura micrográfica aparece constitufda solamente por granos regulares sin restos de la matriz agria. La estructura asf obtenida no es estable, como puede comprobarse permaneciendo a Tia' bien, elevando la temperatura. Para el metal en estado sólido, recristalizado a una temperatura TI, la estructura tiende a evolu· cionar, en los supuestos anteriores. hacia granos de gran tamaño: para as(
RECRfSTALlZACfON. DEFORMACfON A ALTA TEMPERATURA
529
ID'
--
10'
10'
JO'
ID'
10'
Seg.
Fig. XU.23.
Cinético de recristolizoci6n o 155°C de Aluminio ultropuro, reducido 40% en frio
aminorar la relación superficie/volumen (es decir. disminuir la energía libre de superficie), El estado sólido energéticamente más estable corresponderra a una pieza monocristalina. elaro está que si se llega a alcanzar la temperatura de fusión resultaría aún más estable el estado fundido. Por eso si se eleva la temperatura. o se prolonga la temperatura a la que ha tenido lugar la recristalización primaria, las juntas de grano tienden a moverse para alcanzar un equilibrio. Un fenómeno similar puede observarse en el ¡nleriar de un vaso de ..:ervel.a: las su· perficies de algunas burbujas grandes se mueven con arcimjrnto continuo hada otras pequeñas, a las que Uegan a hacer desaparecer. El número de burbujas disminuye y el tamaño promedio de las burbujas restantes aumenta progresivamente. Puede observarse que, a veces, las burbujas adoptan \Ina posición aparentemente es· table petO, de pronto, se produce un rápido crecimiento de algunas de ellas (aecimirnto discontinuo).
Para cada temperatura del sólido el equilibrio teórico en un punto triple, de encuentro de juntas de grano del agregado policristalino, se alcanzaría teóricamente cuando T,,: Sen A = T a : Sen B = Te : Sen e (ver Figura XI 1.24. a). Esto se verificaría cuando T A = T B = Te. ~s decir. cuando A = B = e = 1200 . Los granos tenderán, por tanlo, a un equilibrio por desplazamiento de juntas de grano. A temperaturas aptas para que las juntas de los granos n:cristalizados puedan moverse, aquellas se desplazan hacia su centro de curvatura (ver
C/ENCJA E INGENIERlA DE MATERIALES
530
Figura X11.24. b), Los granos cuya superficie externa es
pcqU~11a
finos) tienden a desaparecer a expensas de los granos grandes.
1;01110
(granos
ocurre
con las burbujas de cerveza antes mencionadas. No llegan a alcanzarse los 0 120 en lodos los puntos triples: pero, para c
juntas de grano estos tienden hacia otro equilibrio y el 1:'.lInaiio lit..' gr
La Figura X11.25. resume las observaciones correspondientes al crecimiento de grano continuo de un metal, plenamente recristalizado, en función de la temperatura, y para tiempos iguales de permanencia a cada temperatura: el tamaño promedio de grano resulta mayor cuanto más alta es la tem· peratura. El aumento del tamai\o de grano con la temperatura no ocurre solamente en el caso de estructuras recristalizadas. Por las mismas razones expuestas más arriba tendencia
(al (b) Fil. xn.24. (a) RelDción entre tensionel luperficiaiel y ángulol. lb) Elquema lChaJmers) de la deso¡xlriciOn de 101 aoonce htJCia el interior de fOl puntol de grano.
grG/101
B y D por
531
RECR/STAUZACION. DEFORMAC/ON A ALTA TEMPERATURA
a un equilibrio de grnnos más estable- puede tambien crecer notablemente el grano gamma del acero (Jobrua/~nIQm;~ntoJ durante la austenización en algunos tratamientos térmicos de acero. As" ocurre cuando se austcnil.a la estructura de un acero, por calen· tamiento a temperatura TI superior a A3. si ct tiempo de permanencia a esa tempera· tura se prolonga excesivamente: y. sobre tuuo. si la temperatura TI es ex¡:esivamente alta.
Este crecimiento de grano puede. en algunos casos, ser discontinuo (Figura XI1.2S.).
.
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Fig. XU.25.
Temperatura
Cr~cimj~nto d~
grano.
.. Continuo. o. Discontinuo.
Diversos factores pueden inhibir el crecimiento continuo de grano de un metal policristalino no agrio. Entre otros, por ejemplo, como ya se ha indicado a propósito del crecimiento de los núcleos de recristalización: - átomos en solución sólida, segregados hacia las juntas, que impiden la movilidad de éstas y frenan el crecimiento de grano. - fases dispersas de gran finura que detienen a modo de alfileres (pinnjng) el avance de juntas de grano. - pequeno espesor de la muestra, si se trata de un producto plano (chapa. o fleje). El crecimiento de grano suele detenerse cuando, el diámetro de grano alcanza un valor superior en dos o tres veces el espesor de chapa. En esos casos el tamaño de grano -medido en la superficie de la chapa- llega a alcanzar, en espesor, la dimensión de la chapa. La inhibición se debe a que, en el proceso de crecimiento bidimensional, la fuerza inductora asociada a una junta cilíndrica es notablemente menor que en una junta esférica. También se ve seriamente impedido el crecimiento de presentan una fuerte textura de recristalización primaria.
~rano
si los granos
CIENCIA E INGEN1ERIA DE MA TERlALE5
532
XI1.4.1. Recristalización secundaria ("u ando d cn:dmknlo de g.rallO \,'5 disconTinuo, debido :J una fuerte ¡nhj· hil..:M'ln al ¡;rt'dlllit'nlu de grano hien ","'a por fa'il' dispcrs;l, fucrtt' textura de fl'l"ri:-I:l!I/.aá'ln primaria. dd!!¡Hlcl dc chapa. cle. . puede ocurrir lu siguicnh.'; ,11 caho de un cit'rlo lit'mro
llllO' poco~ ¡..'fan
l.:xpcrimcnlan un súbito
de v¡lrio" ccnl (metro .. : en tanto que el rc<;IO dl'ln"t:r¡lllo"'\'an dl·...:lp;lfl'cil·ndo por crecimienlo ··r.;anih"lhlico" de aquello ... L.I l.::-.Irur.:lura polil'ri.;t .. lina final c:-l;1 con~lilufda por g.rano~ de gran lamai\o qUl' rCUll:rdan. aunque nada tiene que Vl'f con dIo. a los tfpicos aniHu] n(IÍl..:;J. CU:Jlltlo 1,'''10 ocurre sude decir"e quc ~c ha producido una recristalización secundaria I va Hgura X 11.26.). Los grande:-. grano:-. sccundarios no proceden de un;.! nueva nucleación: son sirnpklllenll' granos de recrist
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533
RECRJSTAUZACJON. DEFORMAClON A ALTA TEMPERATURA
Desde el punlo de visla pr.1cti<.:o se aprecía que, l'n general. para qUe aparezca recristalización secundaria, Iras una fuerle inhibidón al crecimil.'nlo de grano, debe sobrepasarSl' una temperatura mínima. Lu.. ,¡.:ranos Ill:h grandes se producen justo por t'ncima dt' dil:ha Il'lIlpl'ratura. t\ m;ís :111;1 temperalur.J de recocidu ap;¡reCl'n granu~ Sl'l.:lllldarill:. dl' 1:llllafhl pn).lll'di~1 más pequel10 dl.'bido :l qm' un mayor nllllll'ro lIl' ~r;lllo" "l' 1l;ll"l'lI aclivo" para el crecim it' n to. XII,4,2, Recristalización terciaria En ~lglllhlS .;aSllS 1;1 1l:ltur:lk/~ ut' /0 otmÚJ[ero ,'11 qll,' ~,' rl':tll/;l l;t Ic,'IlS1;11i/;I,'i"lI puede cOlllrib\lir ;t lIl! t1l"U') P:II1il'\II;lr Je r,·,·rislalita,·i"ll s,.... ulld:II'i:I. gllhcrll;IUa 1"'1' la energ I;¡ de su perfkie, q 11,' suele Jel1ul11in:1 rS\.' rt'criJtoli:oriri" /t.'rciorio, Tal es el caso qUl' sllek IHl'Sl'lIl;lrSc durallh' el le,",ll"idll ,k dl~l'as dI.' "e-3;':, Si. de espesor inferiur a 0.1 111111, dl'Stin:ldas :1 tr:tIlS1;',rnl:ll!ores. CII:lIlU" se procura llhll'lIn la telttlU"a de Goss: 1110 < 100 T':Xl\11":I 'lile resull:l hcnefkiosa porque < 100 es una dire.:ciOn de fá.;il illl:lIl1:Il'Í'lll y por tanto se requiere menor l1IilSil de dlilpas para fabricar un nueleo de Irallsfonnador llllC si la h::.'\lur:l fUera olra lo el agregadll poli. cristalino nu prescnt:lrJ. textura). Cuando la atmósfera parJ el recucidu cOnltcne traLas de Oxfgenu se obSt'rv;¡ qm'. 1rólS permanencia prolongada ól 1000· 1.200 oC, aparece una lextura) 001 100 lilaS favorable para chapa magnética, con grano doblemente orientado. dcnonHIlOld:l textura de cubo, Ello aunque la dispersión de induSKmes de SMn sea I;¡ adecuad;¡ par;! obtenl'r. por recristalilación secundaria, fa textura de Goss , 110 1<00 t >. Si en chapas con textura de cubo y. reemplaT..a la atmósferJ por otra de Hidrógeno muy seco, o por alto vacío. vuelve a aparecer -por una nueva "recrisulizacion" la textura de Goss 1¡10 \ 100 > . Un nuevo camb;o de atmósfera. a esas temperaturas, volvería a proporcionar nuevamente la texturd de cubo. Todo hace suponer que. si la superficie de la delgada hoja de Fe·3~ Silicio absorbe Oxfgeno, algunos de los granos de recristalizaciOn primaria crecen para contrarrestar el aumento de energía superficial produódo por a4uella absorciOn: y ello urigin:l 1:1 textUT"d de cubo. En tanto que cuando la superficie de la chapa está totalmente exenta de atolllúS de oxigeno la energía mínima de superfide se logra cuando crecen. nuevamente. por recristalización secundaria los granos adecuados paril dar la favurable textura de Goss.
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XII.5. RECOCIDOS DE RESTAURACION
En el apartado X11.2. se ha hecho rt:fcrencia a la recuperación de pro piedades mecánicas, durante la restauración, en metales agrios con aptitud para "poligonizar". El esquema de la Figura X11.27a. indica la resistencia y dureza que pueden lograrse en Aluminio comercial para distintos grados de reducción en (rio a partir de una chapa recristalizada. Se ha denominado E al espesor inicial de la chapa y e al espesor final obtenido por laminación. Cuanto mayor es el grado de reducción en frío aparecen con más intensidad las texturas de laminación en frfo (que pueden ponerse de manifiesto
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y coeficiente e para distintas reducciones en frio de Aluminio reC'ristalizado. (b) Resi.tencia. Alargamiento y coeficiente e tr(l$ diversos recocidos de Aluminio duro.
FiJ. XII.2? (a) Re,utencUJ, Alargamiento
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i
RECR1STALlZAC/ON. DEFORMACION A ALTA TEMPERATURA
535
mediante un ensayo de embutición). En la Figura XtI.27. se indica en función de la reducción por laminación en fr10, con Unea de trazo discontinuo, la evoluctón de su coeficiente C. En Xll.l. se indicó que las texturas de laminación en frío se maniftestan macrosc6pi. camente, en un ensayo de embutición, a modo de orejas a 45° con respecto a la direcci6n de laminación (Ftgura XII.13.a). La intensidad de las texturas puede expresarse mediante el coefICiente e, igual a 2 (H, - H1) I (H¡ + H1). El valor Hl es la altura de la copa embutida, medida a 45° de la dirección de laminación en frío. El valor H1 es la altura de esa copa medida a 90° de la dirección de laminación.
La resistencia del Aluminio puede aumentarse por laminación en fria hasta un valor RF (estado duro). Defonnaciones superiores a OF producirían el agrietamiento de la chapa. Las resistencias correspondientes a RF /2 y RF /4 que reciben el nombre de "estado semiduro" y "estado 1/4 duro". Partiendo de varias muestras de "Aluminio duro", si se calienta luego cada una de ellas durante el mismo tiempo, pero a temperaturas diferentes, la resistencia disminuye y el alargamiento aumenta (ver Figura XII.27.b). En esta misma figura se aprecia que el coeficiente e apenas se modifica durante la restauración en tanto no se inicie la recristalizaci6n (en el ensayo de embutición las orejas seguirlan apareciendo a 45° con relación a la dirección de laminación). Si se produce una recristalización parcial el valor de e disminuye, y llega a ser cero cuando se compensan los efectos de la textura agria y la textura de recristalización parcial. Para estructuras plenamente recristalizadas los valores de e son negativos: la altura H¡, a 45°, es menor que la altura H1 a 90°; o lo que es igual las orejas de embutición aparecen a 90° con relación a la dirección de laminación (textura de recristalización, de cubo). El esquema de la Figura Xl1.27. pennite anticipar que, en ese Aluminio, puede lograrse el estado "1/4 duro" -de resistencia Rc- de dos maneras diferentes. Una de ellas por reducción en frío hasta Oc. La otra, reduciendo en fr10 hasta OF y con un posterior recocido de recristalización parcial hasta la temperatura Te. En los dos casos anteriores la resistencia mecánica a tracción de una y otra chapa resultan iguales. Pero no ocurre lo mismo con el alargamiento y la textura. El alargamiento a tracción resulta mayor en el segundo caso que en el primero. La textura del segundo caso resulta menos pronunciada que en el primero. Por otra parte la calidad superficial, al deformar posteriormente una y otra chapa, puede ser mejor en el segundo caso que en el primero. Supóngase que el tamano de grano de la primera chapa fuera grande; la laminación en fria necesaria para lograr Re no llega a trocear los granos; en una posterior conformación, por ejemplo al embutir esa chapa, podrla aparecer piel de narania. En cambio, los granos de la segunda chapa, por haber sido fuertemente deronnada hasta 0F, resultan agrios. La superficie de esta chapa, después del recocido, no tiene una estructura plenamente recristalizada y, por tanto, si se confonoa no presentanl rugosidad superficial (que es debida al tamano de grano grande).
536
CIENCIA. E lNGEN1ERlA DE MATERlALES
Los ft:col.:idos dc restauraciÓn plena permiten toda una gama de propie-
dades intemlcdias entre las del estado duro y las del estado plen:Jlllcnte recrist;.lIizado. (on estos n::¡,;ocidos se consiguen. para el mismo nivel de resis-. ¡encía, mejores alaf1:!.<.lmk:nlos.
Los rcwcidos l,k restauración pucl.h:n ser de lIos tipos. En uno de eilos se procurd {Ille d malcrial agrio restaure pknamcnlc. pero que no recristalice ni parcial ni lulalmcnll'. Propiamente c!o ~slt= el tratamiento dcnominado reco-
cido de restauración. Admiten l'.;l..: tipo dr.: rc(,.'Ocido de reslauración la ferrita y las aleaciones cúbicas de Glra~ ccnlrallas y alta energía dc dcfcdo~ tic apiliJmiento (como ocurro..: ¡.;on d Aluminio y sus aleaciones). E~las ¡llc<.lciot1cs, con aptitud p;.¡ra polig(lnizar, ticllcn notables posibilidades dt: ablandanlicllto de la estructura agria antes de quc s\: inici\: la recristatización. L.l:-' chapas plenamentc restauradas, sin r\:cristalizar, mantienen la textura del c\tado agrio. En el utru tipu de r\:cocido la restauración es, también, plena: pero se procura 4Ul', alkmás, una cierta fracción l1cl material rccristalice. Se trata de lograr una estructura constiturd
XI1.6.DEFORMACION A ALTA TEMPERATURA Cuando un material metálico, de estructura recristalizada, es conformado en caliente, a temperatura T H adecuada, se producen de forma simultánea un endurecimiento por deformación y un ablandamiento del material deformado. Es decir, compiten simultáneamente dos mecanismos, antagónicos, de creación y elim ¡nación de defectos cristalinos: la acritud confe-
RECRISTALlZACION. DEFORMACION A ALTA TEMPERATURA
537
rida durante esa deformación. y la restauración dinámica de la estructura (o su recri:ualizaci6n dinámica) a la temperatura del conformado. En definitiva, el material resulta menos resistente, y más dúctil ,en caliente que en frío, Ello posibilita ·con menores tensiones que para deformar en frío- lograr grandes deformaciones sin que el material se agriete, Generalmente se alcanza un equilibrio en aquella competición entre acritud y restauración o recristalización dinámicas: se logra un régimen de equilibrio tal· a partir de determinada deformación· que al aplicar una tensión constante, el material se deforma plásticamellle sin adquirir acritud. La temperatura T H a que debe realizarse la deformación "en caliente", para obtener ampliamente esas mejoras de ductilidad, debe ser tal que T H >O,75,T E (siendo TEla temperatura de fusión del material, expresada en grados Kelvin). Solamente por encima de la temperatura 0.5. TE puede lener lugar la autodifusión; y ésta es necesaria para posibilitar, por lo menos. la difusión de lagunas hacia a -o a partir de- las dislocaciones: y así lograr una restauración/recristalización, dinámica, por un movimiento de trepado de las dislocaciones producidas durante la deformación. El trepado de dislocaciones (climbing, ref X.4-2 ) interviene de modo importante, junto con otros movimientos de dislocaciones, durante cualquier tipo de deformación en caliente: y de modo casi exclusivo. con difusión de lagunas, cuando la deformación se realiza a alta temperatura, habitualmente menor de las empleadas para deformación en caliente , pero siempre T H >O,5.TE' mediante aplicación de tensiones pequeñas que producen lentas velocidades de deformación (como ocurre en la jluencia, ref.XH 6.3. y en el comportamiento superplástico, ref XII .6.4) Cuando a altas temperaturas se emplean ter/siol/e:) muy grandes la restauración dinámica puede ser notable en algunas aleaciones: debido no solamente al ablandamiento producido por" c1imbing" sino también porque la elevada tensión utilizada. además de producir dislocaciones, facilita también su movilidad a alta temperatura· por deslizamiento y ';cross slip" (además de "c1imbing") - para producir subgranos: tal ocurre con la ferrita. En cuanto a metales y aleaciones cúbicos centrados en las caras y con alta energía de defecto.\· de apilamiento, como el Aluminio, propensos a perder acritud por poligonización. y por tanto a restaurar ampliamente por activación térmica, restauran dinámicamente durante la deformación en caliente. pero no suelen llegar a recristalizar dinámicamente. La recristalizaci6n dinámica durante la deformación en caliente suele producirse solamente en aleaciones de baja energía de defectos de apilamielllo - Cobre, Níquel. lalones alfa, cuproaluminios alfa, cuproníqueles. austenila-, para grandes velocidades de deformación. En la Figura Xl1.28a se resume, segón Sellars, el comportamiento a la extrusión en caJjente ( que supone gran velocidad defonnación ) de los metales. o aleaciones. de alta energía de defectos de apilamiento: se produce restauración dinámica durante la defor-
C1ENCIIt E lNGEN1ERlA DE MA TERIALES
538
__ Restauraci6n dinámica
~h/,~r'-=\".1 (a)
-
Recristalización estática
Reducción 50 %
(b)
Restauración dinámica
Restauración estática
Fig. XU.28. lhformaciOn o alta t~m¡nratura de mf!lales con alta energfa de defectos de apilamiento (Janos). (G) Extrusión.
(b) LaminaciÓn.
mación y, posteriomlente, recristalización estática; la estructura del perfil extruído resul· ta de granos equiáxicos.
En aleaóones con baja energía de defectos de apilamiento su componamiento a extru¡ión difiere de las de alta energia (ver Figura XII.31.a). Además de la restauración dinámica, se produce recristalización dinámica durante la deformación; seguida de recristali· zación estatica. . En la Figura XII.28.b se señala d comportamiento eltructural de metales de alta enero gía de defectos de apilamiento durante una reducción de pequena cuantía (menor yelod· dad de deformación que en la exuusk)n), como ocurre en la lamin.ción en caliente. Se produce restauración dinámica durante la deforrnad6n, y restauraóon estática después de la deformación: la chapa asflaminada tendrá granos alargados, de morfologia análoga a granos agrios (Figura XII 19.), aunque en su interior podrá apreciarse - por microscopia clectronica- la existencia de subgranos poligonizados equiáxicos (Figura XII.30.). (Ello no impide que. después. pueda producirse una recristalización estática estática entre pasadas o al final de la conformación en caliente). El diámetro medio de esos subgranos disminuye con la temperatura de deformación. si se emplea la misma yelocidad de defonnación €. cualquiera que sea la temptratunl (por ejemplo, la misma yclClctdad de laminación para pasar de un espesor E a otro e). Se admite que el valor del cli~metro d (en jlm) viene determinado por la igualdad:
d- l = a
+
b.logZ
siendo a y b dos constantes empíricas del material (por ejemplo. para el Aluminio puro iguales a ·0,6 y 0.8 respectivamente). y Z= t exp (QIRT); donde T es la temperatura. R la constante universal de los gases y Q la energía de activación para la difusión. Z es el denominado parámetro de Zener-Hollomon.
RECR/STALlZACION. DEFORMAClON A A/.TA TEMPERATURA
Fig. XII.29. Aluminio laminado en caliente.
Hg. Xn.3o. Po/igonización del Aluminio laminado en caliente (Detalle de Figura X1/.29.).
539
CIENCIA E lNGEN1ERlA DE MA. TERlALES
540
-l::/'";:l::-y-~~l--RecristalizaciOn dinámica (a)
_
Recristalización estática
Restauración dinámica ,
Reducción 50
%
~
(b)
----
Recristalización estática Ft¡. XD31. Deformación a alta temperatura de metales con baja energia de defectos
de apilamiento (Jona¡). (a) .Extrusjón. (b) Laminación. En la laminación en caliente de aleaciones de baja energia de defectos de apilamiento, Figura XII.31.b. se produce restauracr6n dinámica durante la deformación; y recristalización estática poco después de la deformación: con lu que esa chapa tendría una estructura de granos equiáxicos regulares.
XII.5. l. Tensiones de fluencia en la deformación a 81t8 temperatura
Supóngase que. por extrusión en caliente (ver Figura XIL28.a), se reduce la sección S de un billet de Aluminio hasta la sección s. La deformación real e experimentada por el Aluminio, en la cámara de extrusión, es In (5/s). La velocidad de deformación, € = de/dI, depender.1 de la lensión empleada para exlruir (fuerza/sección) y de la temperatura a que se encuentra el material. Cuanto mayor sea la tensión aplicada, la deformación en caliente podrá efectuarse sin aumento de acritud (por tanto manteniendo constante la tensión aplicada), a temperaturas más bajas (aunque siempre superiores a 0,5 TI::), o imponiendo mayores velocidades de deformación. Esa tensión constante o (dependiente de T y de l), que posibilita la deformación en caliente sin aumento de acritud, debido a un equilibrio entre la creación de defectos cristalinos y su restauración-aniquilación dinámica, se denomina tensión de {luencia. En el conformado en caliente la dependen· cia de entre o, T, y €, (ley de comportamiento), responde a la relación: A
(5h cm»),: =
i. eQ,RT
= Z
(Ec. 1)
siendo A Y a unas constantes del material; k una constante próxima a 5 para la mayor parte de los metales; Q la energía de activación para restauración
•
RECR/STALlZAC/ON. DEFORMACJON A ALTA TEMPERATURA
541
dinámica: R la constante de los gases perfectos, y T la temperatura de eollfonnación expresada en "Kelvin. El valor Z, como se indicó anteriormente recibe el nombre de parámetro de Zener-Hol1omon. A diferencia de la confonnación a elevada temperatura. la deformación en fria de un material metálico depende solamente de la acritud. LlI ley de l.:omponarntellto en frio es del tipo € = f (o); no depende de €, o lo que es lo 1lltsnlú. es independiente del ttempo. y suele ajustarse a la relación O = K . En propueSta por Ludwik (ref. XI."2.:U.
Obsérvese que para cada material metálico la tensión de f1uencia en caliente, o, depende de la temperatura T y de la velocidad de deformación -para una temperatura dada, el valor de o es tanto mayor cuanto mayor sea la i requerida- pero no depende del grado de reducción € (siempre y cuando se haya sobrepasado una cierta deformación umbral cr({ica). Nótese, también, que para cada tensión de nuencia aplicada. la velocidad de deformación se incrementa exponencialmente con la temperatura:
e
i
= Cte. e-Q/RT
(Figura XII.32.)
La velocidad de deformación sigue la ley de Arrhenius al igual que ocurre en otros casos, como por ejemplo, la velocidad de difusión de un Ifquido en otro; la de oxidación de un metal; la de corrosión: la de nuc1eación durante una solidificación (ref. 11.3.1.), etc. En la ley de comportamiento en caliente subyace, por tanto, que la velocidad de deformación viene determinada por la difusión de materia. Conviene subrayar que la ley de comportamiento (Ec. 1), para deformación a altas temperaturas y tamai'ios de grano superiores a I micra, es universal: sirve lo mismo para el conformado en caliente (XI1.6.2.) que para la deformación por creep (XII.6.3.); aunque ambos procesos difieren entre sí por las tensiones a aplicar, y los mecanismos de deformación .
... pIe -
~
R
Fil. XD.32. Velocidad de deformación, i. en función de Jo temperatura (pora ten· sión de f/uencio constante 0 1 ),
I
T
CIENCIA E INGENIERlA DE MA. TERlALES
542
Par..! diámetros de grano muy finos y comportamiento superpláslico (XIl.6.4), m igual al 1 . el valor de cr depende. además. del diámetro de grano d. La ley de COIllportamiento es del tipo: €
= A.O.cxp(_Q/RT)/d 1
XI1.6.2. El conformado en caliente (T JI
> 0,75 T J ,
Se denomina "conformado o deformación en caliente" aquel que, realizado a temperaturas superiores a 0,75 TE. produce grandes defonnaciones (E entre 0,5 y 5) a velocidades de defonnación f comprendidas entre 10-2 y 10 3 S~I. Ello requiere aplicar una tensión de nuencia acorde con la ley de componamicnlo. Tal ocurre, por ejemplo, en los siguientes procesos: Laminación en caliente: a velocidades, e.entre 1 S-l y 10 2 S-l. Realizada en pasadas sucesivas cuya deformación. €, está comprendida entre 0,2 (que equivale -recuérdese que € = In (Lt/Lo ) - a L¡ = 1,22 . Lo, es decir, a una reducción de sección del 22%) y 0.5 (que equivale a una reducción de sección del 65%). La deformación acumulada, en sucesivas pasadas, puede alcanzar valores de € próximos aS.
Extrusión en caliente, en una única pasada: a velocidades i entre 10s-1 y 5.10 2 S-I lográndose deformaciones € entre:! y 5; 0,10 que es igual, secciones finales entre 7 y 15 veces menores de la inicial Forja en caliente: a velocidades E entre 10-2 S-l y 5 S-I , con deformaciones €, cada vez, entre 0,2 y 0,5 (secciones tras cada reducción entre 1,22 y 1,65 veces menores de la inicial). Con defonnaciones acumuladas, suma de las € experimentadas cada vez, entre 0.5 y 2:0.10 que es lo mismo, con una sección final igual a la sección inicial dividida por un valor comprendido entre 1,65 Y 7,4. Forja con martil/o: 10 S-I < i < 103 S-I y 0,2 < suma de € < 2. Para defonnaciones en caliente, con valores de Q'. u superiores a 1,2, la ley de comportamiento (Ec. 1) puede expresarse simplificadamente por:
e . ckO'G
=
i.
e Q/ RT
= l,
o lo Q uc es lo mismo,
Recuérdese que Shx = (eX ~ e~) : 2. Por consiguiente, para valores grandes de x, resulta próximo a O el valor e-x y, en consecuencia. Shx = eX : 2.
En la Figura XII.33. pueden verse las curvas tensión~cformaciónt correspondientes a la defomlación a 917 oC, de un acero inoxidable ferrHico para diversas velocidades de deformación. En cada una de las curvas puede adver-
RECRISTALIZACION. DEFORMACION A ALTA TEMPERATURA
543
90
eo E
z
•
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70
-:::===========€
== 0,50 (;=0,30
'.
. J l v - - - - - - - - - E ~ 0,15
fig. XII.33. Restauración dinámica (Urcola).
tirse que se alcanza un régimen estacionario para a -por equilibrio entre el!durecimiento y ablandamiento (con valor del coeficiente de acritud, n, igual a ccro)- cuando la deformación plástica € supera aproximadamente 0,2. Antes de alcanzar el régimen estacionario se observa un régimen transitorio durante el cual la tensión o aumenta rápidamente por acritud. Los valores de o. durante el régimen transitorio, suelen estar comprendidos entre R~/50 (para altas temperaturas y pequef\os é) y R e/5 (para bajas temperaturas y grandes €). Tanto estos valores de a, como los correspondien· tes al régimen estacionario, aumentan al elevar la velocidad de deformación €. El nivel de tensión, en uno y otro régimen, aumentan al disminuir la temperatura de deformación. (Re, según se indicó ya en páginas anteriores, es ell(mite elástico del material deformado en fria). En 10 que antecede se ha considerado que, durante la deformación a alta temperatura. únicamente se produce restauración dinámica. Cuando hay recristalización dinámica, el aspecto de las curvas tensión-deformación resulta diferente de las consideradas anteriormente. La Figura X11.34. ilustra sobre dichas curvas en un acero de 0,25% C deformado en estado austenítico a 1100 Oc (0,76 Te). Para altos valores de € puede verse la forma típica de la re cristalización dinámica: después de un pico correspondiente al régimen transitorio se observa una caída de la tensión, o ablandamiento producido por el comienzo de la recristalización dinámica, seguido de una tensión estacionaria resultado de la continua recristalización dinámica. Respecto a materiales que recristalizan dinámicamente, todo parece Indicar que la ley de comportamiento es la misma que la de la Ec. I sIempre que: d In Z
dE En cuanto a la ductilidad en caliente, es decir la deformación máxima admisible sin que se produzca la rotura del material, todo hace suponer que,
CIENCIA E lNGEN1ERlA DE MATERIALES
544
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L>efonnación real
Fig. XU.34. Rl!cristalización dinámica (Joma).
prácticamente, es independiente de la velocidad dederormación pende de la temperatura siguiendo también la Ley de Arrhenius:
e: y qu~ t,k·
€r = Cte. e~Q/R T
Por otro lado, algunos factores que afectan poco a la resistencia mecánica en caliente influyen notablemente en la ductilidad. Tal ocurre, por ejemplu con las inclusiones poco defonnables -alúmina, aluminatos, algunos tipos de sulfuros, etc.- que disminuyen notablemente la ductilidad: debido :J 1,1 formación de huecos durante la deformación -dai\ado- en la intercara tk la inclusión y la matriz. Las estructuras bifásicas afectan también a la ductilidad. As(, dos fases cuya ductilidad individual sea alta presentan una ductilidad notabkmenll' inferior cuando foman parte, corUuntamenle, de un material bifásico. Ello se debe, probablemente, a la debilidad de las interfases: el estudio fractográfico de aceros austenoferrfticos muestra la especial propensión para nuc1eación de grietas en las intercaras que separan ambas fases. Evidentemente las segregaciones químicas afectan de modo importante a la ductilidad en caliente. Baste recordar la posibilidad de fusiones in ter-
RECRISTALlZACION. DEFORMACION A ALTA TEMPERATURA
545
granulares o perlaje (rer. IVA.) y t=l interés de los tratamientos térmicos tlo.' homogcnización previos a la forja en el caso de estructuras en bruto de so lid i fi!.;;Jdó 11.
XII.6.2.1. Mejoras por conformado en caliente de las estructuras de solidificación Las estrll<.:luras en hruto de solidificación present:JJl habitualmente heterogeneidadcs físicas cstructUf:l columnar, macrorrechupes, microrrechupes, sopladuf:ls, grietas intanas, elc.- (ref. V) y ht:terugeneidades Qufmicas como la segn.:gadón dendrrtica (ref. VI.). La conformación en caliente. cuya finalidad primaria es configurar la forma final de la pieza, permite, complementariamente, corregir algunas de las heterogeneidades físicas y q ufmicas de la estructura bruta de solidificación. ASI, por ejemplo, el aplastamiento de los granos dendríticos a alta tempe· ratura acerca el núcleo de los cristales a su periferia. Con ello se favorece la homogeneización de la estructura dendrítica (reL VI.3.l.) al ser menores las distancias que deben recorrer los átomos durante la difusión. Obviamente l
CIENCIA E lNGEN1ERJA DE MA TERlALES
546
(a)
Fig. XIJ.35. Compactación isostática de poluos de Be ·2 (Los Alamas Nat. Lab.).
(b) %
Ti.
tUTa dendrítica). La consolidación de los polvos por compactación isoslatica y laminación a 1000 oC proporciona la estructura fina de la Figura XII.35.b.
La conformación de lingotes o semiproduclOs obtenidos por solidificación orienta los precipitados intermetálicos, si los hay, y las posibles inclusiones. Si éstas son plásticas se deforman en la direcciÓn del conformado; y si son frágiles pueden resultar trituradas, además de alineadas, en aquella dirección. ' Todo ello confiere un fibrado de folja a la estructura y una anisotropía de propiedades en las direcciones longitudinal y transversal. Como consecuencia del fibrado las características longitudinales, y en concreto la tenacidad, resultan más altas que las transversales. Conviene advertir que el fibrado de forja, de naturaleza microscópica, es distinto, aunque puede ser complementario, de la textura (cuya naturaleza es cristalina).
XII.6.2.2. Estructura bandeada Parece oportuno referirse aquí a un particular tipo de fibrado, por conformación en caliente, denominado estructura bandeada. Es una herencia del estado bruto de solidificación, particularmente si en el desarrollo de la solidificación se han producido reacciones peritécticas. Suele aparecer después de la conformación en caliente de soluciones sólidas de bajo coeficiente de reparto, cuando el metal disolvente presenta estados alotrópicos distintos, a la temperatura de conformación y a la temperatura ambiente, y si los elementos solutos favorecen una u otra alotropfa desde la temperatura de conformación hasta la ambiental.
RECRISTALlZACION. DEFORMACJON A ALTA TEMPERATURA
547
Las Figuras X11.36. (a) y (b) muestran esa estructura bandeada -bandas alternas de ferrita y de perlita- habitual en algunos aceros de baja aleación, forjados. La génesis de la estructura bandeada puede rt'sumirse. como siguc. Durante el proceso de solidificación del acero, los contornos de los d~ndritos se enriquecen en elementos en solución sólida (reCll~rdese que el coeficiente de reparto K de los elementos en el Hi~rro es siempre < I (n.'f. T:lbl;¡ VI.I O.); tanto sean alf:1genos o gammágenos (rer. VII l. I .7.). Durante el conformado del acero bruto de solidificación, en estado gamma, el Carbono difunde con facilidad. Por consiguknte el contenido en Carbono de la austenita llega a Ser similar t'll las zonas enriquecidas en otros elementos y en las que solidificaron ~n primer lugar. Los sulfuros de Manganeso suelen aparecer, a modo de precipitados o como consti· tuyentes de Ulla aUléctica, en la periferiu de los de1ltlritos: y se alinean despucs en la dirección de la confonnadon. Las zonas que alojan a los sulfuros (correspondientes a lo que fueron contornos de los dendrítos) tienen siempre un nlllyor contenido de elementos en solucKin sólida: porque la mayor parte de los SolUIOS, a diferencia del cllrhono, prácticamente no difunden durante el conformado (a menos que -previamente II éste- se haya sometido el acero a un recocido de homogeneización de largll duración)
El carácter alfágeno o gamágeno de los elementos cn solución sólida (reL VIll.l.7.) es, precisamente, responsable de la estructura bandeada: al resultar diferentes los valores de A J (y también de Al) en las zonas segregadas y en las no segregadas. Supóngase, por ejemplo, que los elementos en solución sean solamente aifágenos, V.gr. pequeños contenidos de Fósforo y Silicio, como ocurre en los aceros al carbono de la Figura X11.36. Al descender la temperatura, una vez conformado en caliente el acero, las primeras zonas que sc transforman de gamma a alfa son precisamente, ya que su temperatura A J es más alta, las enriquecidas en aquellos elementos. Como consecuencia de ello los átomos de carbono expulsados de estos granos de ferrita pasan luego a la austenita contigua, enriqueciéndola en Carbono y, por tanto, disminuyendo su A J • Por consiguiente estas zonas se transforman más tarde que las primeras. durante el enfriamiento continuo, y originan las bandas de perlita. Si los elementos solutos hubieran sido todos garnrnágenos, en vez de alfá· genos, también aparece la estructura bandeada. Resultaría ~por análogo razonamiento- que las zonas segregadas se transformarían en último lugar dando perlita. Estas bandas de perlita, a su vez, quedarán nanqueadas por las bandas de granos ferríticos formados anteriormente; y los sulfuros aparecerán alojados en las cadenas de perlita en lugar de localizarse en las c3denas de ferrita (lo que ocurre cuando los aleantes son alfágenos). A veces no aparece estructura bandeada, para enfriamiento len lO desdc el estado austenítico, si la composición química del acero es tal que, por una adecuada dosificación de elementos antagonistas alfágenos y gammágenos, se consiguen transformar al mismo tiempo, de gamma a alfa, tanto las zonas segregadas como las no segregadas (por haber logrado el mismo valor de A 3 en ambas zonas).
548
CIENCJA E lNGENIERlA DE MA TERlALES
(a)
100 x
(b)
00 x
(e)
100 x
Fig. XII.36. Estructuro bandeada en aceros de diJeren/e porcentaje en Carbono.
po
RECRISTALlZACION. DEFORMACION A ALTA TEMPERATURA
549
Pero en ese caso. aunque no aparezcan bandas de ferrita y de perlita. subsisten las hdcrogr.:ncidadcs químicas. Las bandas están solamente enmascaradas. Las zon:IS scgn.-gadas -ricas en c1CIln:nlus en soluciÓn sólida- tienen más tClIlplabilklad que las no scgrcgallas. j}or eso, si vuelve a austenizar la cslruclUr.1 y ~ enfría luego de moJo continuo y rápido, pueden advertirse esas difcrcllI.:ias dc tClllpl"bilidad: aparecerán según sean "las curvas TTT" c()rrl'sp()lldictlle~ <1 las 7.orHJs segregadas y no- bandas alternas de martensita y b:linila; o dc hainit:l y perlita: o de martcnsita y perlita, etc. Ver Figura XIJ.37.
La estructura en bandas es desbvorable para tu operacione. de mecanizado longitu-
dinal I'ara fresado, por ejemplo, el ~cabado superfici~l resulta peor si la estructura es bande¡¡d¡¡ (Figura XIJ.38.a) que cuando no lo es (Figura XI1.38.b). Las bandas de ferrita tienen menor dureza que las de perlita y, por tanto, el arranque de viruta es desigual en unas zonas que en otras. En el torneado. en cambio, por ser una operación no longitudinal, el grado de acabado superficial depende menos de la estructura en bandas. Resultan tambien desventajosas si se desea aminorar l•• vibnciones. Así, por ejemplo. los engranajes que presentan estructura en bandas son más ruidosos que los que no ttenen bandas.
Los factores que contribuyan a lograr una composición qufmica uniforme, a escala microscópica. antes de la conformación, resultan favorables para que la estructura bandeada no aparezca. Y recíprocamente. Por tanto, un remed io para hacer desaparecer la estructura bandeada es el recocido de homogeneización a muy alta temperatura (que resulta más
CiENCIA E lNGEN1ERlA DE MA TERlALES
550
lb)
FiJ. X 1I.38. Jnflu~ncia de la
estructura bandeada en el freSDdo.
(al
dil'aL n:f. VI.3 .. si se cfe.:IÚa
dl'SpU~S
de una forja previa a la conforma-
l'ión l'n l';Jlicnh' ul'!initiv¡l). L(Í~kallll'nlc. la 1ll'lcrogt.'neidad química rl'sponsabk de las bandas se •.H:usa m~.'nos cuando la solidificación lielle lugar con una cristalización en dendritos de pequeño lamano. Los aL"t.'ros con grano fino de solidificación. Ingradu por :UI1ll\.'lllO d l , la vdocidad de l1ucleadÓn ~por solidificadón en 1i11~(lh''' (k mellor talllJrlO, o llH:rJiallt\.' agellteS nuch:anh::s (rer. 11.3.) afinó.ld(Hl'~ lil' p,ral1o. 1.'11.:. - no suelen presentar luego la eslruclunl en bandas:
porqUl' ~. hOll1ugellcizan con mayor f;Jdlidad durante la wnformación en
ealkllh'. Y. l'n cU
551
RECRISIALlZACION. DEFORMACJON A ALTA lFMI'ERATURA Por una parte. a moJo Je ejemplo. en un
ao.:(,'fO
Jo.: U.I
~%
de
\:¡ soliJifÍ<:al'ión perilcclka fl.'Sultan ..:asi i~ualt"s las prop'H..-il)Tl"·s
("'lrh"!l(l.;iI tCfmill')
d..·
(1<- .... ,liJo delta (de ;1])(\1. 0.":% (l. lk'plIl'S. tlll;1
xitlladalllcntc O.!% Cl y sólido galllll1:1 (de a¡JrllxiI11aJalllelltl' vez realizada la IrallSforl11a..:ioll ¡llotnipka dl:lt:l.gal11l11a. I¡J~ ¡l1ltl!!lIa~ Il'?!iolll'S dI' gallllll,l siguen .:onscrv,mdo casi el dohle de o.;;ll"hol\o 4\1e las (lIras. ('on Ip que a I:i i1.:1cn'!!ell ..· j¡bJ
e
en c01l1posicion de w\utos se ,II1,nlc una heterogcllciJ¡Ju d isn)lll illua del arhollo. POI" otra parte. skl\lpre que hay rC¡¡..:dOll peritc.;tka.lanhl L'1l aleal-iones f"'ITcas l'lllllO
no terreas. el equilibrio no es (lllllpktu (ver Figura IV I(J.). 1"11 ("II,~,>lI<:lk'i:I,t:ll1lhk'n aquello a12ews ,'uyo 12arbuTlo está <:l'lllpn.'ntlitl\1 elltre 0,17% ~ (J.53%. ,'lJ~:1 ~strurtur:1 primaria de solidirical'ión d~bicra de ser slilu galllllW (rcf. t-'i}!ur~J \' III ,Ú l. pr~s<:1J1:l\l UI\:I diSl2\mtinuidad en la 120lllJlIlSirion 'julll1ka C0l110 ,'OIlSC,'UCIl,';¡J d,' I~I (,':1,.:<21<)11 pcrité..:ti<"~1 (1 [quido + del\¡J - > gamma l, que t ielle luga r alltes dc nllali/a r la sulll! 111,'a,· llill. Incluso los aceros 12uya estru<.::tur¡J de solidifi..:a,·i\in J,' cqllilihrio ..:~ slliJlllCI"" d"1ta. V.gr. aceros de c
Cuando no Se ha conseguido l'!iminar la helerugl'neidad qUilllic:1 r,'sIWI1· sable de las bandas, puede sin embargo lograrse enmascarar su estructura, según se indica en párrafos siguienks. Con ello Sl' faL'ililarla l:i rl'gulariL!:ld en operadom's de mecanizado: ,Hinque potenciahll,'nl<: las b:J11d:ls subsIStirán y pueden volver a aparecer en tratamientos t,\nnicos posteriores. Por ejemplo, no aparecerá la estructura bandeadtl si ci enfriamiento dt'! acero, en vez. de efectuarse al aire desde la temper
552
CIENCIA E lNGEN1ERJA DE MATERIALES
lidad dcl mec:mizado: y es, por tanto, un tratamiento intermedio: no un tratamiento para servicio, El ;,¡<.:eru l'UIl h;lllua, ;,¡I\l'rnlls de ferr;l¡¡ y ut.' pcrlit;,¡. puede eunsiderllfse nnllU un materi¡¡1 eOl1lplll'~to por d ll1udo de fihr¡¡s 1J(; p<.:rlit¡¡ linlegrauas ;1 su ve/ por un m,lleri,ll <.:t.'r'lrnkll la ú~l11elltil11 y lIll 1l1¡l1erial Illel:ili¡;l), I¡¡ ferrita) ell un
XI1.6.3. Deformélci6n por f1uencia (creep)
1'11 l;'1 ap:Htado 1.4. st' h¡l sdwlauo qUl;' la utilización industrial uc los matl;'riaiL's Il1ct:ilicos él [l;'I11]wralura supcrior a 0,5 TI suele ser inviable porque soll1etidos a cargas inferiorcs a su límite elástico. Sl' lkforman plástica e intergr:ltlularrnente. I-.stl' tipo de deformación, que en castellano se denomina fluencia, Se conoce internacinalmente con el nombre d~ creep (o fluage en lengua francesal. La Figur;¡ XI1.39. l.:orrespomk a la relación entre carga y tiempo de rotura p;¡ra d Aluminio de pureza 99,3%, ensayado a diversas temperatunls. Para (ada tl'mpt'ratura puede obscrvarsc una linea quebrada formada por dos [r¡lIllO, de distinta pendientc. Los ensayos en la zona de menor pendiente preselltan roturas con deformación rrevia, transcristalina, en el interior de los granos. ", ksi
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Tiempo de rotura (lag)
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Fig. XIL39. Rotura por creep: tensiones y tiempos de rotura (De la Torre). (Sobre las curlJas figuran los alargamientos a rotura).
.. RECRISTALlZACJON. DEFORMAC/DN A A/,TA TEMPERATURA
553
En c¡JJnbio, cn la zona de mayor pendiente, correspondiente a menOTt's cargas aplicadas. se advierte que la rotura se produce al cabo de mayor tiempo y con menores alargamientos. Al observar la microestructura se apr~cia que el interior de los granos no presenta deformación y que la rotura es intergranular (rolura por creep). Para temperaturas superiores a 0,5-0.6 TI ftemper
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Fig. XIIAO. (a) Mecanismo del creep, por difusión (Ashby). (b) Mecanismo de descohesión intergranular (Dieter): ruptura en puntos triples y cavilación.
OENClA E INGENIERlA. DE MA. TERlALES
554
inducen finalmente la rotura (fenómeno que se conoce con el nombre de fluencia-eavitación). La Figura XII.41. ilustra sobre el proceso de deformación y rotura por creep, a lo largo del tiempo, para una tensión aplicada y temperatura de trabajo constantes. La formación de cavidades empieza en la región 11 de la curva, pero no se producen decohesiones permanentes: por difusión de lagunas, y también por climb de dislocaciones, va teniendo lugar una restau· ración o TeUeno de las pequeft3s oquedades a medida que éstas se forman. La velocidad de deformación en esa etapa resulta constante. Al cabo del tiempo (región III en la Figura XII.41.) el daitado resulta permanente y gene· Tallzado; la velocidad de deformación aumenta con el tiempo, y se produce finalmente la rotura intergranular. e
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Fil. XO.41. Curva de creep pora ten,ión con'tante P: Comienzo del dañado. Q: Fractura final.
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y temperatura T, con¡tante
Las tensiones de tluencia requeridas para el creep son pequef'ias: valores de ex. (] < 0,8. y puesto que para pequeños valores de a.o resulta Sh a.o prácticamente igual a exo, la ley general del comportamiento en caliente (Ec. 1, rer. XII.6.1.), toma una forma más simple en el caso de deformación por creep: A, . (ex.O)k =
e.eQIRT ;
o, lo que es igual: (Ec. II)
RECRISTALIZACION. DEFORMAC/ON A ALTA TEMPERATURA
555
Para temperatura constante TI' la velocidad de defonnación € resulta constante, o lo que es lo mismo la defonnación se acumula linealmente con el tiempo, si se aplica una tensión constante Ul (pendiente del tramo recto en la Figura XIl.41.). Por otro lado, para una misma temperatura de servicio TI, el valor é de esa velocidad constante de defonnación durante el creep (la pendiente del tramo recto de la Figura XII.41.) resultará mayor, según se desprende de la ley de comportamiento, cuanto mayor sea la tensión aplicada.
En la Figura XII.42. -representación de la ley de comportamiento, Ec. 11, para temperatura constante TI - se señala esa dependencia de la velocidad constante de creep, E, en función de la tensión. El valor ro, de la pendiente log a Ilog €, viene a estar comprendida entre 1/3 y 1/8 para distintos materiales.
o
o
lag ¿ Fig. XO.42. Variación de la
~locidad
de creep con la tensión o (Para temperatura,
TI constante).
Cuando la velocidad de defonnación es alta, el material rompe antes. Por ello si se admite que el tiempo de rotura por creep, tr, es inversamente proporcional a la velocidad defonnación se tiene que:
Así pues, con una misma tensión al, según sea la temperatura a que se aplique, se llegará a producir la rotura por creep al cabo de un tiempo expresado por:
Tomando logaritmos decimales en ambos miembros, se verifica que:
CIENCIlt E INGENIERlA DE MA TERlALES
556
Es decir,
(Q, : R) . Iog e
~
T
. (e
+ Iog Ir)
= L,
L recibe el nombre de parámetro de Larson·MiIler. (El valor e resulta camente igual a 20 cualquiera que sea o).
pnicti~
Obsérvese la identidad formal entre L y el parámetro de Hollomon-Jaffe, que expresa el ablandamiento de un acero bonificable durante el revenido (ref. VIII.3.J.). En la Figura X11.44. pueden verse las equivalencias entre temperaturas y tiempos.
la energía de activación. Q. y por lo lanto L. depende de a. Recíprocamente. la tensión que llega a producir una rotura por crcep. al aplicar una tensión constanle cualquiera. es función del parámetro de Larson-Miller. Es decir o ~ f(L) = flT (e
+ logl,) I
t
La curva o = f 1L puede detenninarse experimentalmente, a muy alta temperatura para Que sean breves los tiempos de rotura, mediante ensayos de corta duración. Esa curva resulta de gran utilidad porque permite, para cada tensión o (a la que corresponde un solo valor de L), conocer -ya que L = T (20 + lag tr)- los tiempos en que se produciría la rotura del mate· rial si la tensiÓn se aplicara a temperatura más baja. La Figura XII.43. corresponde a la curva experimental. O = f (l), de un acero de 0.15% C, 2% Cr, 0,5% Mo, para tubos de caldera. En la parte supertür de la figura se seilalan las equivalencias entre temperaturas y tiempos. Así por ejemplo, para una carga de 10 ksi el parámetro de larson·MiUer es 36; lo cual indica que ese acero, bajo carga constante de 10 ks:i, rompe por creep al cabo de (lX)() horas, aproximadamente, a 1200 °F;o bienal cabo de 100.000 horas a 1lX)()°F,etc. Para que un malerial resista a la fluencia conviene que su temperatura de fusión sea a1la. Recuérdese que el creep no es imponanle a temperaturas de servicio inferiores 0,5 T f . Por tanto, podría hacerse una primera clasificaciÓn de los metales, en cuanto a su respuesta a la fluencia, de peor a mejor. El primer grupo estaría integrado por metales que funden a temperatura inferior a 700 (Zinc, Plomo, Estaño, Aluminio, Magnesio). En otro grupo -con mejor comportamiento al creep- se incluirían el Hierro, el Níquel, el Cobalto y el Titanio. Para otros, por ejemplo los metales refractarios (rer. Apéndice 3.3.), es precisameme su alto punto de fusión la propiedad más característica. Por otra parte las estructuras de grano grueso lienen mayor resistencia a Ouencia que las de grano fino. Estas presentan un área total de juntas de grano mayor, lo que favorece la defonnación intergranular. Por ello las piezas moldeadas tienen mayor resistencia a fluencia que las piezas forjadas. Las piezas solidificadas unidireccionalmente y los álabes monocristalinos para turbinas (rer. V.l.) presentan un excelente comportamiento afluencia. La resistencia de un metal a fluencia puede mejorarse mediante elementos de aleación en solución sólida (o bien que produzcan precipitados),
Oc
557
RECRISTAUZACION. DEFORMACJON A ALTA TEMPF.RATURA 0.11 10 O.I!l%C
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Parámetro de Hol1omon-Jaffe. Fig. X11.44. Equivalencias entre Temperatura y tiempo en el revenido de aceros.
CIENCJA E INGENIERIA DE /dA. TERlALES
558
para dificultar el c1imbing de las dislocaciones. Impidiendo el cJimbing se evita la deformación intcrgranular y. en consecuencia, el creep.
En el caso de los precipitados se requiere, como es lógico, que no se redisuelvan a la temperatura de servicio; que sean preferentemente submicroscópicos (por ejemplo la fase 'Y' ~ ¡lAI, rer. VII.I.2.- en aceros de endurecimiento estructural, aceros maraging, superaleaciones de base Níquel, cuproníqueles al Aluminio, etc.); y de baja energía interfacial (que dificulta el Ostwald ripenning).
XII.6.4. Superplasticidad A diferencia de la "Deformación en caliente", base de los tratamientos termomecánicos, el creep no es algo buscado sino un inconveniente para el material metálico que debe trabajar en servicio a altas temperaturas. Tal ocurre, por ejemplo, en intercambiadores de calor, álabes de turbina, etc.: al cabo del tiempo se producen en el material pequenos vacíos (dañado o dano) y éste acaba rompiendo luego, intergranularmente, con pequeña deformación total. Por otra parte, y antes de que se llegue a producir el dañado, las deformaciones plásticas lX)r creep exigen reajustes de las instalaciones (lX)r ejemplo apretar nuevamente pernos roscados). Pero el inconveniente que presenta el creep-Ia lenta deformación inlergranular a alta lem· peratura por "dimbing"- puede. en cambio. aprovecharse para conformar algunos materiales metálicos por deformación intergrnnular. Asi. aplicando una O" mucho menor que las requeri. das parn conformación en calieOle (aunque mayor que las del creer). puede producirse una deformación intergranular (región II de la Fig. XII. 41) que. aunque 1e00a si se compara con lth procesos dedefomlación en calienle. e:. mucho más rápida que las habituales del creep (recuérdese que dEl di aumenta con la tensión aplicada). Por lal1l0 a tempcr,lIur..s 0.5 a 0.6 TE podría logr,l5e que el material experimemar,l grandes defomlaciones bajo carga constante antes de producirse un dañado; no con cualquier material se logra ese cornponamiento superpláslico: parJ que así ocurra se requiere un !:lmaño de grano muy fino ·del orden de Ulla micra- a fin de favorecer la deformación intergranular y el "climbing··. Así pues. lo que resulta un inconveniente para el creep con cargas bajas es. en cambio. favorable para el conformado supcrplástico a cargas algo mayores. Tomando como base la ley general de comportamicnto a aha temperalura para tamaños de grano normales. expresada por la ecunci6n I (ref. XII. 6.1), la representación experimental de log O" en función de log dE I dI par,l los materiales superplásticos corresponde a la región II de la Fígura X11.45.
Se denomina coeficiente m a la pendiente de las curvas de la Figura XII.45., es decir al valorlog (o I : 01) Ilog (i J : €1)' El valor de m resulta similar para la deformación en calienle y para el creep. Pero en estos materiales superplásticos de grano muy fino, la pendiente m resulta mayor y depende del l3mai'\o de grano d (dJ > d, > dI). De hecho para un mismo valor del diámetro de grano, el coeficienle ro suele variar, tambien, con la velocidad de defonnación Así, por ejemplo, en una misma eutécüca
e.
RECRI5TALlZACION. DEFORMAClON A ALTA TEMPERATURA
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Fig. X0,45. Leyes de comportamiento a TI:
] - Conformado en caliente. 11 -Superplasticidad.
lll-Creep. del sistema Pb-Sn se obtienen valores de m igual a 0,2. para de 0,45 para € = 10-3/seg.
i
= lO-l/seg, y valores m
Cuando el coeficiente m es grande (al menos superior a 0,3) el comportamiento del material se dice que es superplástico a esa temperatura. Se caracteriza como superplástico un material cuando, por la gran dependencia que existe entre la tensiÓn de fluencia y la velocidad de deformación, evita que la estricción se agrave. El razonamiento siguiente contribuye a precisar lo indicado. Supóngase que se realiza un ensayo de tracción en caliente del material. (Conviene recordar que el ténnino "en caliente" hace relación a TE °K. Para el Plomo, por ejemplo, los ensayos a temperatura ambiente, por ser ésta del orden de la mitad de su temperatura de fusión TE, son realmente ensayos "en caliente). La ley de Ludwick, expuesta en XI.2.3. a propósito de la tracción en frío, adopta la siguiente expreslón en el caso de una tracclón en caliente (recuérdese que el término "en caliente" hace referencia a TE: por esos metales como el Plomo fluyen a tempe· ratura ambiente):
en que el coeficiente m y el coeficiente de acritud n del material no guardan relación. Los materiales con alto valor de m, no tienen simultáneamente un alto valor de n (más bien ocurre lo contrario). Además a altas temperaturas el valor de n es practicamen· te nulo.
C1ENCIA E /NGEN1ERlA DE MATERlALES
560 Im~gincse
que en ese ensayo de tracción. tras el alargamiento uniforme, se inicia, es habitual. una estricción localizada en una zona P. Al continuar el ensayo, aumentari¡¡ € en esa mna y. por tanto, el valor i ID se jncrementará a!Ji notablemente habida ~'ual1ta J..:I elevado valor de Tll en el material superplástico. Como ~'onsecuencia de la consolidación del material en esa lOna P. su resistencia a la deformación (el valor de al, aumentará. La estricción no progresará en ese punto; serán las IOllas contigu¡¡s. por tener menos resistencia, las que se deformarán. Al deformarse se wnsoJidarán
o
n PLAST"IDAD NORMAL
m
03
SllPl'l{PLASTIClDAD o~_~~
_
(\)MI'ORTAM 1J:NTO VISCOSO
o Fig. XII.46. Dominios de plasticidad normal, superplasticidad y comportamiento viscoso.
El n:qLlerilllÍ\:tllO tI.- fino 1<1111.1110 permite alltil.:ip¡¡r que muchas de las t'Lltél:lic
-561
RECRISTAUZAC/ON. DEFORMAC/ON A ALTA n:MPERATURA
Fig. XIIA 7. Composición de algunas aleaciones superplásticas. ('0111 po. lsic ió II
Me\;I! hase
aproxirna(j
Zn.
Zill~
~:!%AI
Mg; 5,5%Z11. 0,5% Ir.
Magncs¡')
Temperatura ell
Oc
Alargamiento arotura(%)
:!50-270
1500
270·310
1000
"
80Q-12Oü
25 450
800 1000
500-600 450-600
500 1000
Mg: 2% Th, 0.5% Mg.
AI:5,8%Zn,1.6%Cu, 2.J%Mg.O,22%Cr AI:l,5%Li.l.2%Cu,
AlulIlillio
O,6%M~.O.lJ%Zr
Al: 6%(u, 0,5% Zr ('oh re
Cu:40%Zn
C'u:7%P fu: 2,8% Al, 1,8%$i.
800
0.4% Co Niquel
Ni: 10%Cr, 45 % Ti, Ni; 10%Cr, 4.5 % Ti.
Tit,wio Aceros <1)
150/,('0,
5.5 % Al. 3% Mo 15%(0,
1038-1093
1300
5.5 % Al, 3% Mo
870-980
600
800·1000
1000
Ti:6%AI,4%V
e hipcrculcc\oides de solidificación rapida
1500
Funtlio.:iol1cs hlancas de solidificaciOn r¡ipida A~'cro
inox.
1400
Fe,ü,ü4%C, .:oóWCr, ó,.'i%Ni
il70·QkO
600
La posibilid
562
CIENCIA E INGENIERJA DE MATERIALES
Por un lado la superplasticidad exige temperaturas de conformado supe· riores a 0,5 Tr. A esas temperaturas el tamaí'io de grano debe permanecer estable, sin crecimiento. Además debe evitarse la destrucción del material por corrosión a esas temperaturas, y ello suele hacer necesario el empleo de atmósferas inertes o barnices protectores. Por otro lado, salvo en el caso de eutécticas y eutectoides, la necesidad de lograr previamente los finos tamai'los de grano, uniforme, necesarios para ese comportamiento superplástico, no son fáciles de lograr por tratamientos tennomecánicos previos; y, en cualquier caso, contribuyen a enca· recer notablemente el producto. La superplasticidad requiere, además, lentas velocidades de deformación (10- 3 a IO-I/seg). Estas resultan imposibles de lograr mediante algunas de las técnicas de conformación convencionales (por ejemplo laminación o extrusión); y, cuando se emplean técnicas que posibilitan aquellas lentas velocidades, los resultados son difíciles de conjugar con la productividad. Finalmente las piezas así obtenidas no podrán ser utilizadas en servicio a altas temperaturas -porque nuirfan notablemente- a menos que se efec· tuaran tratamientos térmicos complementarios para aumentar el tamaño de grano.
XII.7. TRATAMIENTOS TERMOMECANICOS CON TRANSFORMACION DE FASE
En X11.6. se ha hecho referencia a las consecuencias estructurales de la confonnación a una temperatura tal que permita la restauración dinámica, la recristalización estática o la recristalización dinámica de una aleación. Pero no se ha prestado mayor atención a que, además, el metal de base puede experimentar transformaciones alotrópicas, o transformaciones de fase por cambio de solubilidad, cuyos efectos complementan la restauración y/o recristalización durante la deformación en caliente. Esto, por una parte, proporciona las bases para una mejora de propie· dades de la aleación por tratamiento termomecánico (por ejemplo de los aceros -XII.7.1.- o de aleaciones de Aluminio -XII.7.2.-). Por otro lado, justifica algunas peculiaridades estructurales que producen anisotropfa; tales como texturas, fibrado de forja, o la estructura en bandas ya considerada (ref. XII.6.2.l.l.l. XI1.7.1. Tratamientos termomednicos en aceros Cuando, como el Hierro y el Titanio, un metal presenta varios estados alotrópicos, su restauración dinámica o su recristalización estática o diná. mica, pueden ser previas, simultáneas o posteriores a la transformación de fase. Esas variadas posibilidades de conformación termomecánica fundamentan
--RECRlSTALlZACION. DEFORMAC/ON A ALTA TEMPERATURA
563
la investigación y desarrollo de diferentes tratamientos termo mecánicos de la austenita para -3 igualdad de composición química- mejorar las características mecánicas del acero. Los tratamientos termo mecánicos de la austenita pueden tener lugar antes de la transformación de la austenita (laminaci6n controlada yaustor. ming), o bien durante la transfonnación de la austenita (isoforming, aceros TRIP). Otros tratamientos termo mecánicos se efectúan después de la transformación de la austenita. Tal es el caso de la laminaciOn en caliente de un acero dulce, a temperaturas inferiores a Al, para proporcionar granos recristalizados alfa al término de la laminación, o bien del perlitoforming y el marforrning.
XII. 7.1.1. Tratamientos terrnomecánicos antes de la transformación de la austenita En la Figura XII.48. se ilustran, esquemáticamente los cambios de estructura desde gamma a alfa en tres procesos de laminación, de un mismo acero, en fase gamma. Mediante una adecuada laminación puede impedirse la recristalizaciÓn de la estructura austenftica Cref. XI1.3.3.) y obtenerse al término de la laminación, a temperatura superior a A), una estructura agria.
~
1 ~
~
':~_"'.At
Región de recristalizadón l'
( 9_5~·_C_J
_
Región de no recristalizadÓn l'
RegiÓn o:
+ l'
Deformación
Fig. Xll.48. Esquema de tres procesos de laminación controlada y estructuras resultantes (Tanaka).
564
elE/VeJA E INGEN1ERlA DE Mil TERlALES
La estructura gamma agria, lograda por esa laminación controlada. al transfonnarse luego alotrópicamente durante el enfriamiento proporciona granos regulares de fase alfa. El tamai'lo de los granos alfa resulta de gran finura (Figura XII.49.); notablemente inferior al que se obtendría si los ·granos de austenita, al término de la laminación, estuvieran recristalizados. El afino de estructura así logrado, proporciona importantes mejoras dellfmite elástico y de la tenacidad del acero (aceros microaleados HSLA rer. XI.6.).
Fil. XO.49. Acero microoieot1o (0,1 "C. 1,5" Mn. 0,011" Ti. 0.047 % Nb, 0,010 "V. 0,030" Al totfd, 0,258" Si, 0,020 % P, 0,003" S), En bruto de lominoción en caliente. 500)(
Los procesos de confonnación de la austenita a aha temperatura, diferentes a la laminación controlada, realizados con la misma finalidad de obtener austenita agria antes de la transfonnaci6n alotrOpica que produciría estructuras ferritopcrlfticas, suelen denominarse ausforming HT (High Temperature). Otros tratamientos tennomecánicos tienen por objeto deformar la austenita a temperaturas inferiores a Al, Y transformar luego la austenita agria en martensita por enfriamiento. Tal es el caso del tratamiento termomecánico austorming LT (denominado LT -Low Temperature- para diferenciarlo de la confonnación de la austenita a temperaturas superiores a Al)' Para realizarlo se efectúa un enfriamiento isoténnico de la austenita hasta una zona metaestable, por encima de M$' y se conforma la austenita en esa zona, según se ilustra en la Figura XII.SO., antes de que pueda iniciarse transformación alguna; a continuación se enfría la austenita deformada para su transfonnación en martensita. Aquella confonnación resulta posible si
RECRISTALlZACJON. DEFORMACJON A ALTA TEMPERATURA
565
+F
~ ~
---------Vo
•
Fig. XII.SO. Ausforming LT
el acero tiene gran templabilidad. o su curva TTT presenta una discontinuidad entre las curvas "C" de transformaciones perlílica y bainftica. Se aplica con resultados satisfactorios en aceros inoxidables martensíti· cos y en aceros para matricerfa. Esa conformación isotérmica de la austenita -por laminadón, extrusión. roija con martillo, etc.- produce. en ese rango de temperaturas, subgranos de austenita; y, con ello, mejora las características de la martensita obtenida al enfriar esa estructura de austenita no recristalizada. La martensita así lograda resulta más fina, menos tetragonal. y con mayor aptitud para lograr una fina precipitación nanoscópica de la cementita y carburos durante el revenido de la martensita. Se obtienen, comparativamente al temple y revenido clásico sin ausforming LT, notables mejoras en ~ Y R m sin merma apreciable de la ductilidad. En aceros de escasa templabilidad puede lograRe un resultado similar al aus(orming
LT. mediante la con(ormadón por e:r:ploliva. (habida cuenta de que el tiempo requerido para esa confonnación es inferior al necesario para una trans(ormac;ón isotérmica de la aUSlenita).
XlI. 7.1.2. Otros tratamientos tennomecánicos tienen por finalidad conformar la austenita durante su transformación. Cuando el acero. previamente austenizado. es conformado a temperaturas próximas a Ae , en la zona superior de la curva TIT. correspondiente a las transfonnaciones perICticas, el tratamiento tennomecánico se denomina isofonning (ver Figura XII.5 I.). Puede aplicarse a aceros de baja aleación si la naturaleza del proceso permite efectuar isoténnicamente la conformación. La defonnación, así realizada. produce gran densidad de dislocaciones; facilita. por poligonización de la ferrita. la fonnación de suhgranos de ferrita del orden de 0,3 J.l.m; favorece la fonnación de cementita, a modo
CIENCIA E INGENIERJA DE MA TERlALES
566
e
M, I-_~~~--'~
Fig. XII.SI. lsoforming do.: pt'qut.:ños clrburo~ de naturaleza no laminar, pn:tipitauos en el interior l.h: los subgranos dI:: f('rrita, debido a la presencia de gran número de defectos crist
y Km. bl algunos aceros. cuando su curva TTT es adecu
Ademjs de lo señalado anterionnenk existe, también, la posibilidad de transformar austenita en martensita por confonnación mecánica (se ha aludido a ello en VIlI.2.3,), Esta posibilidad se utiliza para conformar tt;:rmomecánicamente algunos aceros austenfticos. aceros TRIP (Transforma. tion lnduced Plasticity), a temperaturas comprendidas entre Md y M,. Se dellut11ill~ temper~tur¡; Md de un ¡;o.:ero. por analogía a M,. aguell¡¡ temperatura pur debajO de I~ o.:ual result~ posible la fonnao.:ión de 1 % de manensita por deformación meo.:ank¡¡ de I~ austenit~. Lógicamente la temperatura Md es siempre mayor que M,. Existen fórmulas empírk:Js. wmo la de Pickering. que permiten determinar. en función de la composición química del ¡¡cero. la temperatura Md.lO ¡XH debajo de la cual puetlt:' lograrse más de un 50% de martensita "mecánica" por deformadón real. €, igual :J OJO: MdX\telloCl=497
462(C+N)-9.25i
8.1Mn
13.7Cr
10Ni-18,5Mo
en que o.:ada 51mbolo qulmio.:o indica el porcentaje de ese elemento en el acero. Est:J temperatura MdJo result¡¡ ¡¡ún más alta si el ao.:ero es previ¡¡mente deformado. aproxil1l~tlamentc un 80~~,:.I temperaturas entre 250 Oc y 550° (la cstruo.:tur¡¡ aSldeforIllad~ seguir;; siendo ¡[ustenítk~. ¡¡ungue con ¡¡Ita densidad de dislocaciones),
Oc.
Algunos al,;eros plenamente austenfticos a 25 cuya temperatura M, es inferior ¡¡ la ambiental. tienen temperatura MdJo superior a 25 oC. Por tanto, si se conforma esa austenita a la temperatura ambiente va obteniéndose
RECRlSTALIZACION. DEFORMACION A ALTA TEMPERATURA
567
martensita. De este modo se consigue una estructura doble, de martensita "mecánica" y austenita, con altos valores de Re, R m , Y del alargamiento total. Por tratamiento tennomecánico, así realizado con esos aceros austenfticos, aceros TRIP, se logran -por ejemplo para 0,3% e, 8,5% Ni, 2% Mn, 9% Cr, 2% Si, 4% Mo- altos valores de Re (1450 MPa), R m (1500 MPa) y del alargamiento total (50%). Pueden obtenerse límites elásticos más altos (2000 MPa), pero con menores alargamientos a la rotura (del orden del 25%), si se eleva la temperatura Md30 del acero mediante una deformación previa de la austenita a temperatura superior a Md . Por ejemplo, laminando la austenita a temperaturas superiores a 250 oC; y conformando luego a la temperatura ambiente esa austenita agria para obtener martensita (que por heredar las dislocaciones de la austenita resulta más resistente). Para obtener unos buenos resultados, en cualquiera de los dos supuestos anteriores, es preciso que no haya nada de martensita "térmica" (es decir, de martensita formada por salto térmico) antes de iniciar la transformación termomecánica a la temperatura ambiente. Por ello la temperatura Ms del acero debe ser inferior a la temperatura amo biente.
Como es obvio este tipo de conformaci6n produce un importante desgaste de las herramientas de conformación.
XII. 7.1.3. Tratamientos termomecánicos posteriores a la transformación de la austenita En aceros al carbono, o débilmente aleados, pueden obtenerse resultados similares a los logrados por isoforming -aumento de Re, R m , Y simultáneamente de la ductilidad y resiliencia- mediante el tratamiento termomecánico de conformación de la perlita señalado en la Figura XII.52. Esa mejora de características mecánicas se debe a la globulizaci6n de la cementita perlítica, favorecida por la conformación, y a la restauraciÓn de la ferrita. Reaulta beneficioso, para la ductilidad durante la conformación, tanto a las temperaturas requeridas por el tratamiento termomecánico anterior como para confonnados en frío, partir de estructuraa perilticaa de gran finura. Así por ejemplo, en la producción de alambres de acero de alta resistencia (0,7 % C), por trefilado en frío, las mejores características se logran cuando el acero tiene previamente una estructura de perlita muy fina. Esta suele obtenerse mediante un tratamiento isotérmico de la austenita, por enfriamiento en Plomo fundido, para conseguir su transformación en la zona inferior de la curva perlitica (parenring). Durante la conformación de una estructura perlitica a temperaturas altas (siempre inferiores a A¡), e incluso para su conformado en frío, la ductilidad resulta también mayor cuando la morfología inicial de esa perlita es globular üt:lobulita~ Esto puede lograrse mediante diversos tratamientos ténnicos de recocido que favorecen la globu. !ización de las Liminas de cementita perlitica. Por ejemplo, por austenización incompleta del acero, a temperaturas comprendidas entre Ae y A 3 , y enfriamiento al aire
CIENCJA E INGEN1ERIA DE MATERIALES
568
B
MS
f----"
25 Fig. XlI.52. Perfitoforming (si el acero tiene poca templabilidad) o enfriamiento en sales en la región perlítica (si el acero es muy templable). En aceros de baja y media aleación se consigue también g10bulizar la cementita perlítica por un tratamiento térmico más barato: por recocido subcrftico (mediante un prolongado calentamiento de la perlita a temperatura próxima a ~).
Por tratamiento tennomecánico de la martensita, a temperatura superior a la ambiental e inferior a Ms (Figura XII.53.), existe la posibilidad de mejorar las características mecánicas de algunos aceros templados. Por ejemplo, en un acero para aviación, de composición 0,38-0,43% e, 0,650,85% Mo, 1,65 -2% Ni, 0,7-0,9% er, 0,2-0,3% Mo, templado, y reducido 8 % por estirado en frío en hilera de carburo, se obtienen valores de Rm de unos 3000 MPa (frente a 2200 MPa en estado de temple), 3-4 % de alargamiento, y comportamiento a fatiga muy mperior al del acero templado.
"
A3 Ae
25
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A3
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Ac
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n
25 Fig. XII.53. Tratamiento termomecanico de la martensita.
--RECRISTALlZACION. DEFORMACION A ALTA TEMPERATURA
569
El tratamiento recibe el nombre de marformjng, y sus ventajas se derivan del aumento de dislocaciones en la martensita, por deformación en frío, y del aumento de lugares posibles para la precipitación de los carburos durante el revenido. En los aceros maraging (rer. Tablas VII.lO. y VII.1!.) pueden mejorarse sus características por confonnación en frío de la martensita Fe-Ni (cúbica centrada en el cuerpo), antes de la maduración artificial de esa martensita. Ese tratamiento tennomecánico previo, a la maduración de la martensita, recibe el tambien nombre de marforming.
Otros procesos (empleados en aceros de baja aleación -0,3 a 0,4% C-, aceros para matricería ~O,4% e, 5% er, 0,5 v, 1.3% Mo-, aceros inoxidables martensiticos -0,2 % C, 12 % Cr, I % Mo-, ref. García Poggio) comportan, análogamente a lo sefíalado a propósito de los aceros maraging, la deformación en frío de la martensita revenida y una posterior maduración (entre 200-400 oC) de la estructura defonnada. O bien la deformación en caliente (realizada a veces a 650 oC) de la martensita sin revenir. Unos y otros procesos suelen agruparse bajo el nombre de marforming. Se consiguen así mejoras de Re del 20 al 30 %, Y aumentos del 25 % en el límite de fatiga. La realización de muchos de los procesos antes sei'lalados precisa nuevas instalaciones para la conformación, de más potencia que las convencionales, y encontrar solución para algunos problemas económicos y tecnológicos -por citar solamente uno, el desgaste- de una cierta consideración. La mejora de propiedades por tratamientos termo mecánicos que puedan conjugar restauraciónjrecristalización y las transformaciones de fase, no se limita al campo de las aleaciones férreas. La doble posibilidad de conformación tennomecánica del Titanio en una o otra fase, por presentar también dos variedades alotrópicas (alfa -exagonal compacto- hasta 882,5 oC, y beta - cúbico centrado en el cuerpo- por encima de esta temperatura), es otro campo abierto a la investigación. La micrografía de la Figura XII.54. corresponde a la sección de una aleación de Titanio -con 5,93% Al, 5,78% Zr, 0,51% Mo, Si 0,20, Fe 0,04%- conformada en el dominio O!. La' micrograf(a de la Figura XII.55. muestra, a igual aumento, la secdón de esa misma aleación, pero confonnada en fase O! + {J. Sometidas una y otra a idénticos tratamientos térmicos se comprueba que el material conformado en O! resiste mucho mejor a fluencia que la aleación conformada en el dominio O! +{J.
XI1.7.2. Tratamientostermomeciinicos en aleaciones de Aluminio
Las posibilidades de mejora por tratamientos termomecánicos, al igual que ocurre en los tratamientos térmicos, no se limitan a las aleaciones cuyo metal base presente transformaciones alotrópicas. Así, por ejemplo, todas las soluciones sólidas inestables, con aptitud para hipertemple y endurecimiento estructural por maduración, pueden beneficiarse, también, de los efectos cooperativos de la precipitación, de la acritud, y de la restauración o recristalización dinámica.
570
e/ENeIA E INGEN1ERJA DE MA TERIALES
I
(a)
(b) Fíg. XII.54. Titanio laminado en a:. (a) Sección longitudinal. (b) Sección transversa!.
Tal ocurre. por ejemplo, en las aleaciones ligeras de alta rcsiSlcncia (Ter. VII. 1.2.): es beneficioso conformar en frío tras hipertemplc. Así, l'n \
-RECRISTALIZACION. DEFORMAClON A ALTA TEMPERATURA
571
hipertemple, una posterior acritud del 50% por estirado, y un calentamiento del tubo a 100 Oc durante 16 horas (para maduración y restauración), se logran -con suficiente alargamiento, del 6 % ~ valores del límite elástico y de la carga de rotura más altos que en el supuesto anterior. Otro ejemplo 10 proporcionan las aleaciones AI-l % Mg-o,5% Si. Puede obtenerse una misma resistencia Rm siguiendo dos procesos diferentes. En el primer caso la aleación se hipertempla, se endurece despu~s por madu-
(b)
Fig. XD.55. Titanio laminado en a + {J. (a) Sección longitudinai. (b) Sección tranSIJers41.
572
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TERlALES
ración y se le confiere luego la acritud necesaria para alcanzar R m . En el segundo caso se confiere la acritud tras el hipertemple y se calienta luego la aleación agria para alcanzar, por maduración (al mismo tiempo que restaura), el valor Rm . En este segundo caso la capacidad de deformación, su ductilidad, resulta mayor que en el primero. También en la aleación ligera Almelec (Al, 0,5-0,6% Mg, 0,5-0,6% SO, para conductores, se logra un buen compromiso entre propiedades mecánicas (R ro igual a 330 MPa), conductividad eléctrica, y capacidad de deformación, con las etapas de tratamiento térmico y mecánico en el siguiente orden: hipertemple, acritud, maduración. Esta maduración produce simultáneamente endurecimiento por precipitación y restauración. La precipitación y restauración, al final del proceso, contribuyen a mejorar la conductividad eléctrica y proporcionan, para un mismo valor de R m , capacidad de deformación adecuada (para poder bobinar los cables).
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-RECRISTALlZAC/ON. DEFDRMAC/DN A ALTA TEMPERATURA
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XIII La elección de materiales estructurales. Para su trabajo profesional en el ámbito de los materiales el ingeniero necesita conocer la estructura del malcrial -heredada de las transformaciones de fase- y la correlación entre dicha estructura y sus propiedades. El ingeniero, partiendo del conocimiento, debe orientar su atención a las aplicaciones. Por 10 demás, para el ingeniero, los materiales no han de ser como personajes pirandellianos en busca de patrocinador -"materiales en busca de aplicaciones"-, sino más bien la respuesta concreta a unas exigencias de servicio o de producción. Para la elección de materiales estructurales"', esto es, para un satisfactorio campar· lamiento mecánico, resulta imprescindible haber determinado previamente las exigencias y circunstancias del trabajo que habrá de realizar. Entre otras, la naturaleza del esfuerzo (tracción, flexión, pandeo, estirado, presión de un recipiente); la magnitud del esfuerzo (no es igual la exigencia para un aerosol y para un recipiente de gas a presión); el modo de aplicación de ese esfuerzo (estático o dinámico); y las condiciones de contorno (por ejemplo, temperatura de servicio, oxidación, corrosión). Una vez determinado el objetivo, la seleccion del material adecuado para una aplicación concreta supone casi siempre, para el ingeniero, un prolijo intento de optimizar factores varios: respuesta del material en servicio (propiedades masivas y de superficie); comportamiento durante la producción; precio y disponibilidad (o escasez) del material; ahorro de energía y recursos económicos; previsión de una obsolescencia técnica de las instalaciones; incidencia del material en el entorno ecológico; y otros. No es el propósilo de este capítulo abordar la elección de materiales integrando todo ese conjunto de cuestiones, sino simplemente sugerir algunos criterios, útiles por su frecuencia práctica, relativos a la selección de materiales estructurales para temperatura ambiente. En los apartados siguientes -Xm.2, XIII.3, y XlIl.4- se analiza el empleo alternativo de distintos materiales para un servicio estático, en función dc su rigidez, resistcncia a la deformación plástica, estabilidad a la rotura y peso. Ello exige ampliar las
• Al ingeniero se le planlea el problema de la selección de malerialC!i princi~lmcnte C\l.lIndo se Ullla de aqutllos que -de un modo quid poco preciso. pero vtlidl>- cabe denominar MC!iIruct\lralcs cuyo iOlerts radia lObrc iodo en propinJudd -ui.'IIIs dc ripo ~ko. laks como módulo e1istico. límile distico. carga de IOIUM B, tenacidad o pc:5O. En cuanto a los MfuDCiollab - C$ decir, kJ:s que iOleUQ.o ~n funciones DO QtnICtuI'1l\es, wC$ como conductividad eléclrica. Mlpercooduetividlld, 5Cmironduetividld, ClIIidlld radioactiva o m.agnctismoMI selección viene condicionada. pucisamenle. JXIf esa Mfullción que se solicila de elloJ. Conviene, de lodM maneras. punluaJiUt que la divisoria en1l'e maleri.1c$ ~C!i1l'UClUJ'alC!i~ y ~funcioDalC$M no siempn: resulta I'I(la. Basta penSilt, por ejemplo, en el empico de accroll inOlddabks auslenílioos- en biomccAnica, informálica, I'1Idiosonido. elc - como maleriales que aúnan amagneti~mo. resistencia a corrosión, resiSlencia mceinica, lenacidad y (liras cualidades. Estas última~ propiedades, las eslructurales, constituyen las variables para su selección. a panir de la constanle que supone la fundón reclamada. Por cuanlo alar.e al faclor precio de coste. los criterios son análogos pan eualcs.quiera materiales. En todo caso, y. queda scl\alaoo (rcf.Cap O) el efectivo predominio ponderal de los MeslruClurales respecto a los "funcionalcs" M
•
M
M
576
CIENCIA E lNGEN1ERlA DE MA TERlALES
nociones de rigidez y resistencia ya expuestas a propósito de la tracción, y eslUdiar
Jos casos más (reeueRles de comportamiento mecánico estático: vigas (XII1.2), columnas (XIII.3) y depósitos a presión (XII1.4). Complementariamente, en el apar· lado XHI.s, se formulan algunas observaciones relativas al precio de coste como factor fundamental para la elección de un material. En el apartado XIII.6 se apuntan sumariamente- las bases para selección de materiales resistentes a fatiga de largo número de ciclos (los aceros bonificados). Por último, en los apartados finales se recogen algunas consideraciones complementarias: las del apartado XII1.7 sobre estructura y temperatura de servicio; y las del XIJI 8, de lipo general.
XIII.1 PROPIEDADES MECANICAS COMPUESTAS. MAPAS PARA LA ELECCION DE MATERIALES. En el apartado VlI.1.2 se hizo una referencia al inlerés que para la industria aeronáutica presentan las aleaciones ligeras de olla resislencia. Lo que propiamente caracteriza a estas aleaciones es una "relación"; entre resistencia R y densidad d. Su limite eláslico específico ~:d) y su resislencia específica (Rm:d) son altos. Esas aleaciones son ventajosas para aplicaciones en las que importe la ligereza. Aunque no siempre resultan preferibles a otras aleaciones más resistentes y más densas. Unicamente las aventajan si. en esas aleaciones ligeras. la relación R:d es mayor que en las otras.
Supónganse dos materiales A y B tales -como prácticamente ocurre al comparar un acero eutectoide de perlita gruesa y un duraluminio madurado - que la resistencia de A a la tracción sea el doble de la de B; y que la densidad de A resulte el triple de la de B . En ese supuesto. para obtener igual resistencia a la tracción. una barra cilíndrica del material A pesaría 1.5 veces más que una barra, de igual longitud, del mate· rial B (que. a su vez, ocuparía un volumen doble del de A). En cambio, si la resistencia de A fuera superior a tres veces la de B, siendo d A =3.d o • seria el material A -el más pesadQ- el que resultaría más idóneo para "resistencia y ligereza". El interés que para el diseño tienen ésta y otras relaciones entre propiedades "propiedades compuestas"- se ha ido concretando desde hace unos pocos años -el Prof. Ashby merece ser citado por ello- en sistemáticas para seleccionar materiales con la apoyatura de unos M mapas". Estos penniten comparar entre sí materiales metálicos, cerámicos, naturales, poliméricos y compuestos. A ese tipo de mapas -cuya utilidad se describe más adelante- corresponden.por ejemplo, las Figuras XIII.1, XUI.2, XIII.3, XlII.4, que han sido elaboradas a partir del conjunto de datos consignados en la Tabla XIII. 1.
• Su desarrollo pormenorizado se aborda en una obra del autor, relativa a "Aceros'". próx.ima a aparc:ccr.
577
l..A. ELECCJON DE MA TERIALES ESTRUCTURALES
Tabla XIII.!. Lista de Materiales - (re! Peapell, Belk., Verdeja) E
MATERIAL
(GP,)
Aluminio 1100 recocido 69 69 Aluminio 1100 H14 Aluminio Mg 5083 recocido 70,3 70,3 Aluminio Mg 5080 H34 70 Aluminio Mn 3003 rccocido 72,4 Aluminio Cu 2014 T6 Aluminio Mg Si 6061 T6 68,3 70 Aluminio Zn Mg 7039 71 Aluminio Zn Mg Cu 7075 T6 71 Aluminio 12 Si 413 45 Magnesio AZ91 B moldcado 45 Magnesio AZ3IB recocido 118 Cobre OFHC recocido Jl8 Cobre OFHC forjado 105 Latón recocido Latón forjado 50 % 105 105 Latón 60/40 estirado Cobre 1 % Cr ST CW envejecido 130 Cobre 2 % Be ST envejecido 130 Metal Gun 5Sn 5Zn 5Pb 83 150 Cobre 30 % Ni 115 Bronce al Aluminio 9A1 2Fe 105 Bronce fosforoso 14 Plomo 99,9 Plomo 6Sb estirado 16 Estaño a puro 44 103 Titanio CP Grado 2 110 Titanio 6A14V recocido 97 Cinc CP laminado Níquel 200 recocido 204 Níquel 33
Cu
Níquel 16Cr 6Fe Incone1 600 Nimonic 105 Fundición gris Fundición esferoidal Fundición maleable Acero dulce 150M 19 Acero nonnalizado 150M 19 Acero bonificado 823M30 Acero normalizado 823M30 Acero bonificado HC Acero bonificado Acero HSLA Acero para herramientas BS I 18/8 Acero inoxidable HY80 Acero bonificado Acero Maraging 1400 Polietileno LD Polietileno HD Polipropileno Polioximetilcno
179 207 189 145 169 169 210 210 210 208 208 212 210 215 208 207 180 0,2 1 1,4 3
(Tnem 1) 2,71 2,71 2,66 2,66 2,73
2,8 2,7 2,78
2,8 2,66 1,81 1,77 8,94 8,94 8,52 8,52 8,39 8,89
8,25 8,83 8,94 7,65 8,77 11,34 10,88
7,3 4,5 4,43 7,18 8,89 8,83 8,42 8,01
7,3 7,1 7,35 7,85 7,85 7,85 7,85 7,83 7,83 7,85 7,85 7,94 7,84 8,37 0,92 0,95
0,9 1,43
0,
K"
(MP,)
(MPa.m"')
34
45 45 35 35 35 31 35 45 28 10
117
145 285 42 414 276 310 503 145 150 150 62 324 78 386 385 433 930 93 595 390 772 7 12 12 360 825 120 148 230 300 815 260 289 181 280
290 570 500 850 680 600 1.240
220 550 1.400
8 30 32 65
65 65 35 90 60 65 65 40 65 65 30
C. (mm) 1.550 J.550 1.585 1.585 1.550 2.050 1.750 2.680 2.740 1.130 2.260 31.500 1.300 1.300 1.340 1.340 1.520 3.200 10.600 1.170 2.600 2.830 2.830
530 730 83 75
6 20 12 140 186 145 150 150 110 110 110 160 145 2 5 3,5
12.700 14.500 29.000 1.200 9.210 6.520 7.110 21.500
125 190 250 250 350 380 640 670 390 575 1.960 1.150
720 9.500
550 650 550 1.000
578
C/ENCIA E INGENIERJA DE MA TERlALES
MATERIAL Nylon 6-6
E
(OPa)
2 2,6 3,4 Policslireno ABS (Alta tenacidad) 2 2,4 Policarbonato 2,4 Epóxide 3,2 PMMA 8 Fcnolfonnaldehído 0,0175 Caucho natural 0,0135 SBR 0,006 Policlorofeno 17 Poliester SMC Fibra de carbono-Epóxide (CFRP) 220 70 Porcelana 70 Vidrio Vidrio cerámico 100 380 Alúmina 70 Sílice Titania (TiO, - MgO) 100 Ziroona 160 460 Carburo de Boro 450 Carburo de Silicio Carburo de Wolframio 700 Nitruro de Si prensado en caliente 310 Polivinilc1oruro (PVe)
0,
(TrJim J )
(MPa)
1,24 1,4
57 48 45 30 55 50 60 45 25 17 20 45 670 40 50 100 150 18 50 70 180 250 180 400
1,05 1,01 1,2 1,2 1,19 1,3 1,12
10,2 1,42
2 1,55 2,5 2,5 2,4 3,9 2,6 3,7 5,6 2,5 3,2 17 3,1
C.
K" (MPa.m,n)
(f{fm)
3,5 2,4 2 2,7 2,6 1 1,6
0,9 45 0,8 0,8 0,8 3
1.500 500 650 2.000
900 1.000
900 500 790 835 1.000 800 20.000
250 1.000 1.400 250
4
1.000 3.000
3
770
4
10.000
En el mapa de la Figura XIILl se relacionan los módulos de Young de esos distin· tos materiales y su densidad. Cada conjunto particular de materiales -aleaciones, cerámicas, compuestos, maderas, etc~ figura en el interior de recintos enmarcados con línea de trazo grueso; y dentro de cada conjunto aparecen orlados por una línea fina varios tipos individuales de material dentro de cada clase. Para la Figura XIILI se han empleado coordenadas logarítmicas y ello permite ilustrar sobre tres rangos de densidad en los materiales: - entre 0,1 y 1 (maderas, espumas y polímeros ligeros) - entre 1 y 3 (resto de polímeros, elastómeros, materiales compuestos, refractarios y cerámicas porosas, aleaciones ligeras de Al, Mg) - más de 3 (cerámicas "tenaces", aceros, otras aleaciones no férreas). Por lo que se refiere al módulo de Young, E, se aprecian también, grosso modo, tres órdenes de magnitud: ~
de 0,01 a 10 GPa (maderas, espumas, elastómeros, polímeros);
- de 10 a 100 GPa (vidrios, materiales compuestos, refractarios y cerámicas porosas, aleaciones de Al, Mg, Ti, Sn, Pb) - de 100 y I(XX) GPa (aceros, aleaciones de Ni, metales refractarios, zirconas, alúminas, sialones, diamante).
LA. ELECCJON DE MA. TERlALES ESTRUCTURALES
579
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CERAMICOS SOUD1F1CAOOS
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d (MgJm') Fig. XlU.1. Mapa para selecci6n de materiales (E, d). El módulo de Young de los materiales está vinculado con la rigidez de enlaces entre los átomos y moléculas que configuran la materia sólida (rcf.I.4). Tiene habitualmente un valor puntual para cada material porque E es una propiedad "insensible a la estructura micrográfica" del material. Por ello es una magnitud frecuentemente utilizada para comparar materiales. Otro mapa es el indicado en la Figura XlII.2. En él se relacionan --con escalas logarítmicas- resistencias a la deformación plástica, en ordenadas, y densidades en abscisas. El espectro de resistencias a la deformación plástica de los materiales manifiesta cuatro órdenes de magnitud en la Figura XlII.2:
CIENCIA E lNGENIERlA DE MATERlALES
580
- de 1 a 10 MPa (espumas, claslómeros. corcho). - de 10 a 100 MPa (airas polímeros orgánicos, maderas con textura paralela a la fibra, hormigón, cerámicas porosas, aleaciones de Plomo). - de 100 y HXX> MPa (materiales compuestos, ceramalcs, aleaciones varias).
- de 1000 a 10.000 (aceros, zirconas, alúmina, si alones). La resistencia de 10.000 MPa, a compresión, corresponde al Carbono diamante, límite superior en dureza de la escala de Mohs. Este mapa de la Figura XUI.2 presenla señaladas diferencias con respecto al de la
Figura XlILl. Obsérvese, sobre lodo, el amplio rango venical de resistencias a la deformación plástica que presentan algunos materiales estructurales. Ese comportamiento variable --en particular de Jos materiales metálicos- es su respuesta al conformado mecánico y termomecánico (por acritud -cap X y XI-, o por restauración, recristalización estática, deformación en caliente -Cap XII -); y a los tratamientos térmicos por cambio de solubilidad y/o transformación alotrópica en estado sólido (ref Cap VII y VIII).
10000
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S"" SiC
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"""m. 1
10 d (Mg/m')
Fig. XID.2. Mapa paTa selección. de materiales (q, d)
100
581
El diagrama de la Figura XJII.3 relaciona, empleando coordenadas logarítmicas, densidades y factores de intensidad de tensiones K¡C de diversos materiales. En él se pone de manifiesto que la tenacidad de los materiales metálicos es muy superior a la de los polímeros. vidrios y cerámicos. 1000 "----------,,,-7"-----, L.i",,~ pil ~ ÍlI05 de
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COMPUBSTOS Perpendiculo. I l. fi. .
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CERAMlCúS SOUDIFICAOOS
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CERAMlCOS POROSOS
POUMEROS
MADERAS
O,O 1 '----'----'--U-......u....-''----'---'-LU.LU._-'--'-''-'-'.ll'l 0.1 1 10 100
d (Mg/mJ )
Fig. XIII.3. Mapa para selección de materiales (K'r, d) En cuanto a tenacidad, según los valores de K¡ü se advierten al menos tres órdenes de magnitud expresados en MPa.m Il2 : - menos de 10 (maderas, polímeros, cerámicas porosas y cerámicas ",enaces") - entre 10 y 50 (aleaciones de Aluminio, aleaciones de Titanio. aceros de alto C. fundiciones férreas, maleriales compueslos) y - entre 100 y 300 (aceros bonificados, aceros austenÍlicos, metales dúctiles muy puros). Ello guarda relación con el máximo tamaño de grieta admisible en el material, o
CIENCIA E INGENIERlA DE MA. TEIUALES
582
tamaño crítico sin que se produzca rotura catastrófica (refXJ.6), que vaña desde el orden de micras --en vidrios y cerámicos-. hasta decímetros en los materiales metáliros.
En la Figura XII1.4 se han relacionado, en escalas logarftmicas, los valores O de los distintos materiales (lomados de la Figura XlI1.2) y sus conespondienles valores K1C' Ello permite una rápida estimación de la tenacidad comparando el tamaño crítico de grieta de los
'le
diferentes materiales para una misma o.
Para ello reC1Jérdcsc el ensayo de la Figura XI.16. E/tamaño crítico de grieta, a, que ocasionaria una rotura catastrófica si se aplicara un esfuerzo igualo superior al límite elástico, Oy. es:
y esta expresión queda representada, en la Figul1l XIU.4, de coordenadas logarítmicas. por un haz de rectas paralelas de diferente ordenada en el origeo (mayor cuanto mayor es el valor de .).
1000
0(..,
K.'
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POLlMEROS
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POROSOS
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10
100
1000
10000
o,(MPa)
Fig. "lU.4. Mapa para selección de materiales (KJe,
~).
583
LA ELECCION DE MATERiALES ESTRUCTURALES
A modo de resumen puede subrayarse que, cuando en la elección de un material priman criterios de tenacidad y, simultáneamente, de resistencia a la deformación plástica, las aleaciones desplazan a otros posibles materiales competidores. Entre las aleaciones las más tenaces - tales como los aceros inoxidables austcníticos, y algunas soluciones sólidas de base Aluminio, Cobre o Níquel- pertenecen al sistema cúbico centrado en las caras; que es menos propenso al clivaje (reLXI.4.1) que aquellas aleaciones -aceros no austeníticos, W, er, Mo, elc-, que cristalizan en el sistema cúbico centrado en el cuerpo, a las que cabe asociar una alta temperatura de transición dúctil-frágil (ref XI.6)
XIII.2.- MATERIALES PARA VIGAS El nombre de "viga" se aplica tanto a los elementos estructurales así designados comunmcnte en la construcción de edificios como a barras, tubos, placas, etc, -pro~ duetos largos con respecto a su sección transversal (Figura XII1.5}-, apoyadas en puntos extremos y sometidas a fuerzas que provocan la flexión en un plano axial (Figura XII1.6). Muchos de los elementos de máquinas, piezas, mecanismos, etc, se comportan en servicio al modo de vigas.
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Fig. XIII.5. Vigas. Diagrama de momentos flectores y esfuerzos cortantes. Se dice que una "viga" trabaja aflexión pura entre dos secciones A y B -simétricas respecto a la zona central, correspondiente a la longitud media de la viga-- si se verifica que su momento flector es constante entre esas dos secciones. Y que, además, entre A y B el esfuerzo cortante es nulo en cualquier sección nonnal al eje de la viga.
584
CIENCIA E lNGENIERIA DE MA TERIALES
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Fig. XIlI.6. Flexión de la viga en un plano axial (Timoshenko). XlII.2.1. Geometría de la sección y comportamiento mecánico Supóngase que la viga tiene a todo lo largo de su eje una sección simétrica respecto a OY, tal como se indica en la Figura XIlI.7, y admítasc que cada sección, originalmente plana, sigue permaneciendo en un plano al cargar la viga. Bajo carga, la parte inferior de la viga adoptará una fonna convexa; ya que sus "fibras", sometidas a tracción, alargan. En cambio, la zona superior de la viga aparecerá cóncava porque sus "fibras" están sometidas a compresión y acorlan.
Sección longitudinal y Sección transversal Fig. XIII.7. SecciÓn transversal de una viga (Timoshenko) y
LA ELECC/ON DE MA. TERlALES ESTRUCTURALES
585
La Figura XIII.? ilustra sobre esos esfuerzos de tracción y de compresión; y pre· cisa que en una sección intermedia habrá fibras no sometidas a esfuerzo alguno -ref segmento COD de la Figura XIII.?- y que por tanto no varían de longitud. Esa capa de fibras de longitud invariable recibe el nombre de superficie neutra; y su intersección con la sección transversal de la pieza, COD, se denomina eje neutro.
Patece razonable suponer que, bajo momento nector constante, el eje neutro adoptará la forma de un arco circular; y que dos secciones adyacentes ab ij -por permanecer planas al cargar la viga y seguir normales a la superficie neutra-- se cortan en cl centro dcl círculo O de la Figura XUI.6. Con esos presupuestos se observa que el segmento mn, corrcspondiente a una fibra distante una magnitud y de la zona neutra, ha experimentado un alargamiento al cargar la viga nn'= y.d8; y puesto que la longitud inicial era mn'=dx, la deformación experimentada por tracción ha sido Ex= yd8/dx = y/p; siendo p el radio de curvatura de la superficie neutra. Por tanto. admitiendo que el material sigue la ley de Hooke y que su módulo de Young es igual en fracción que en compresión, resultará 0x igual a Ex.E. Por consiguiente la tensión de esa fibra es E.y/p. En cada diferencial de área de la sección transversal, dA, actuará una fuerza igual a 0x.dA. La integral de los momentos elementales debidos a esas fuerzas - y.ox.dAdeberá ser igual al momento nector M. Por consiguientc, en una viga, su rigidez a la nexión (mayor cuanto mayor sea p) puede determinarse mediante la fórmula:
J
IIp= MIEl siendo M el momento nector, E el módulo de Young; e I la integral, denominada momento segundo de inercia: y2.dA
J
XIII.2. 1.1. Geometría y rigidez (resistencia a la deformación elástica)
En una probeta somctida a tracción su rigidez depende exclusivamente del módulo de Young del material, E. En cambio, la rigidez de una viga trabajando a flexión depende no solamente de esa propiedad del material sino también de la geometria de la sección de la viga. Así, vigas de un mismo material tienen distinta rigidez según se trate de barras. placas, tubos, cte. Considérese por ejemplo la viga maciza, de sección rectangular, de la Figura XIII.S.1. Su momento de inercia (la integral de y2.B.dy entre +1112 y h/2) es Bh3/12. Análogamente el momento de inercia de una viga de sección circular (Figura XIII.S.II) resulta ser lt.r4:4. Si se comparan dos vigas de igual longitud, de un mismo material, una de sección cuadrada y otra de sección circular, con igual área en ambas secciones (es decir, B2=lt.r2), el momento de inercia dc la viga cuadrada resulta ser 1,0472 veces el momento de inercia de la viga circular. Es decir, para la misma longitud y el mismo peso, una viga de sección cuadrada es 4,72% más rígida que otra de sección circular.
De igual modo, si -para un mismo material- se comparan entre sí varias vigas de
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERiALES
1I
111
y
y
IV Y
,
Secci6n
,.~ Momento de inercia
1 = Bh x 12
3
_1tba3 1x - 4
n:
1 = hB3 Y 12
Iy =
b3
Momento resistente
Fig. XIII.S. Vigas: Momentos de inercia y momentos resistentes de la sección.
1I
IV
~
Secci6n
~
8
Momento de inercia
111
1 _ BH3. bh 3 x12
1 _ B (H3. h3) x12
Momento resistente
Fig. XID.9. Perfiles: Momentos de inercia y momentos resistentes de la secci6n.
LA ELECCION DE MA. TERlALES ESTRUCTURALES
587
10ngilUd L1 e idéntico peso total, de sección rectangular (por tanto todas de igual area Bh), resultará más rígida la viga cuanto menos ancha -y por tanto más alta- sea su sección. En resumen, utilizando un mismo material para vigas de igual longitud, su rigidez frente a un mismo momento flector, Al, depende exclusivamente de 1 (que, a su vez, viene determinado por la geometría de la sección transversal de la viga).
Xll/.2. 1.2.Geometría y resistencia a la deformación plástica Definida la rigidez de un material como su resistencia a la deformación elástica (que no deforme al aplicar una carga), otra propiedad diferente del material es su resistencia a la deformación plástica; es decir, quc la deformación producida no sea permanentc o -lo que es igual- que se recuperen las dimensiones iniciales al cesar la carga. Cuando un material trabaja a tracción su límite elástico debe ser mayor que la tensión aplicada si se quiere que resulte resistente a la deformación plástica. Pero cuando se trata de una viga a flexión hay que tomar en consideración, además, otros fac· tares. A propósito de la Figura XIII.6 se ha indicado que, para un material que sigue la ley de Hooke, la tensión de fibra 0x varía linealmeme con la distancia y a la superficie neutra. Se ha visto ademas que ox=y.E: p. Por lo que, sustituyendo p por su valor, se obtiene: 0x=M.y/l. La tensión máxima de lracción corresponderá a las fibras situadas a distancia h, de la superficie neutra (Figura XIII.?); y su valor 0max será igual a M.h,:1. Si el valor de 0max es inferior al límite elástico a tracción del material no se producirá defonna· ción plástica en la zona inferior de la viga (barra, placa, lUbo, etc).
Análogamentc, la tensión máxima de compresión en la zona superior de la viga -coincidente con la máxima tensión de tracción cuando h l es igual a h:z- valdrá M.h 2:1; y no se producirá deformación plástica por compresión con tal que estc valor sea inferior al límite elástico a compresión del material. En definitiva, cuanto menores resulten el valor de 0max y el de 0min tanto más resistente a la deformación plástica será la viga. Por ello -puesto que 0max es igual a M: W 1 Y 0min igual a M:W 2-la resistencia de la viga a las deformaciones plásticas por tracción y por compresión, para un mismo momento fleetor M, será tanto mayor cuanto mayores sean respectivamente los valores W I y W 2 denominados momentos resistentes de la sección (W,= ); h t ; W2= 1: h:z). De consideraciones anteriores se deriva que dos vigas de un mismo material e igual longitud tendrán la misma resistencia a la deformación plástica con tal de que los momentos resistentes de la sección transversal sean iguales; y ello aunque una y otra viga tengan perfiles diferentes.
588
CIENCIA E INGEN1ERlA DE MA TERIALES
De esas vigas interesará la de sección con menor área; porque requiere menor volumen de material y por tanto resultará más económica. Así por ejemplo, en vigas de sección simétrica respecto al eje neutro -de igual W¡ y por tanto la misma resistencia a la deformación plástica-, será más económica una viga de sección cuadrada que otra de sección circular. Otro caso: comparando vigas rectangulares cuya área de la sección transversal sea idéntica -producto B.h constante- resultarán más resistentes a la defonnaci6n plástica las vigas esbeltas que las placas (bajo valor de h) porque el momento resistente de la sección rectangular es B.h 2:6; y por tanto aumenta con el cuadrado de h.
Si el material es igualmente resistente a tracción y a compresión, lo razonable es que la sección transversal de la viga sea simétrica respecto a la línea neutra para que resulten iguales h¡ y h2 , con lo que a max será igual a amino Nótese que el eje neutro de la sección recta de una viga pasa siempre por el centro de gravedad de esa sección. Ya que, como se indica en la Figura XIII. 7, ha de verificarse que y.dA= A.Yg=O; por lo cual Yg -{)rdenada del centro de gravcdad~ es cero.
J
Obsérvese también -recordando la distribución de tensiones en función de la distancia a la superficie de fibras neutras- que, para mayor resistencia a la deformación plástica (y también para mayor rigidez), conviene que la mayor parte de masa de la viga esté lo más alejada posible de la línea neutra, cualquiera que sea la geometría de la sección. Su expresión más palmaria se encuentra en las vigas en T, doble T, carriles, cubicrtas corrugadas, etc. Para poderse iniciar en la elección materiales -barras, tubos. y perfiles simétricos-, no sólo a flexión (reí. XIII.2.2) sino también a pandeo (ref.XlII.3.2) y otros supuestos (reí. XIII.S.I.1), se señalan en las Figuras XlIl.8 y XlII.9 los valores de J y de W correspondientes a distintas secciones. Pero, si el material es más resistente a compresión que a tracción, como ocurre con el hormigón, que puede fallar por las tensiones de tracción en la cara convexa, será conveniente emplear una sección de viga rectangular asimétrica respecto a la fibra neutra. Es decir, convendrá reforzar la zona inferior de esa sección con redondos de acero (hormigón armado); para que toda la tracción sea aguantada por el acero y toda la compresión por el hormigón. Además del hormigón muchos otros materiales resultan más resistentes a compresión que a tracción; tal ocurre por ejemplo con las fundiciones grises laminares (que, además, no tienen límite elástico) y --entre los no metálicos- con los materiales naturales y cerámicos. Para barras, tubos, placas, y en general vigas simples de esos materiales -no compuestas como la mencionada de hormigón armado- convendrá que la viga sea asimétrica respecto al eje neutro, para minimizar peso. Puede fácilmente comprenderse que resultaría favorable una sección trapezoidal cuya base menor estuviera en la zona sometida a compresión; y las distancias h¡ y hZ habrían de estar en la misma relación que los límites elásticos del material a tracción y a compresión. En todo este apartado XIII.2 se ha supuesto que las condicioncs de trabajo son de flexión pura: con momento f1ector constante en toda la longitud de la viga y sin esfuerzo cortante. Con todo, las conclusiones son generalizables también a otros casos de flexión no pura.
589
LA E/.ECC/DN DE AtA TERlALES ESTRUCTURALES
En esas condiciones, de momento fleetor variable a lo largo de la longilud de la viga, se admite como válida en cada sección transversal la condición de rigidez IIp= M (x)IE.I ; si bien p varía a lo largo de la longitud x de la viga y, en consecuencia, la superficie neutra adopta la fonoa curva denominada línea elástica. Para obtener la ecuación diferencial de la línea elástica se considera que los esfuerzos no superan al límite elástico del material; que las flechas bajo efecto de la carga son pequeñas; que (ver Figura XIII.lO) ds =pde; que ds es aproximadamente igual a dx; que el ángulo e, por ser pequeño, es prácticamente igual a su tangente dy/dx. Con ello se tiene: IIp = dsldx =d8/dx =d 2y/dx 2. Verificándose, además, que IIp = M(x)IE.I. Igualando ambas expresiones y teniendo en cuenta que cuando la curvatura es cóncava hacia arriba -momento nector negativo- la pendiente de la curva, dy/dx, es positiva, la función de la elástica se obtendrá integrando la ecuación:
E.1.d'y/d.' = - M(.)
l
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Ifq~~-' I ,--::::.---.1
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Fig. X111.10. Linea eláslica de una viga (1imoshenko)
Esta ecuación no incluye las flechas adicionales resultantes de la defonnación por cizalladura del material; que, por otro lado, son habitualmente pequeñas y pueden despreciarse. Y -aplicando la ecuación de la elástica a casos de flexión fI(} pura- podría deJn05. lrarse que las vigas resultan también más rigUJas cuanto mayor es el producto E.l.
590
CIENCIA E INGENIERlA DE MATERlALES
XIII.2.2. Comparación t'ntre materiales para vigas En párrafos anteriores se han hecho algunas consideraciones sobre la incidencia que la geometría de la sección tiene en la rigidez y resistencia a la deformación plás·
lica de un mismo material cuando se manufacturan con él elementos tales como barras, perfiles, placas, IUbos, ballestas, etc.- destinados a trabajar en flexión. En lo que sigue se considera en cambio, para una misma geometría, la incidencia del mate-
rial. Por ejemplo, en la selección de materiales para vigas (placas, barras, IUbos, ctc.), puede interesar obtener con el mínimo peso de materia una determinada rigidez a la flexión; o una determinada resistencia a la deformación plástica; o evitar una rotura catastrófica. Para ilustrar el método a seguir en esa selección de materiales se ha querido tomar como ejemplo una placa (Figura XJIJ.5) de longitud L) y anchura w¡ -ambas fijas- y espesor variable 1. Por tanto, de peso P igual a LI.wl.l.d -siendo d la densidad del materia1- y momento de inercia igual a wl.t3: 12. El razonamiento a seguir sería anáJogo si se tratara de minimizar el volumen cuando los requerimientos de espacio fueran determinantes para [a elección.
XIII.2.2./- Minimizar peso con igual rigidez Si esas placas, aunque elaboradas con diferente material, han de presentar igual rigidez a flexión frente a un mismo momento Dector M l' se habrá de verificar en todos los casos que su producto E.I sea igual. Por tanto, para placas de igual rigidez C]I habrá de verificarse que C 1=EI=E.w 1.l 3:12. y sustituyendo I en función de P se tiene que
e l= E. p3: (12.L¡3. w 1 2 .dJ ). Con lo que E:d3=12.C 1.L]J.wI 2:pJ; es decir, E1I3:d
= etc: P.
Esta última relación puede ser representada -ver Figura XIlI.lI de coordenadas logarítmicas- mediante una recta de pendiente 3 y ordenada en el origen 3.1og(cte:P). Por ello, en el mapa de la Figura XIll.l, podrán fácilmente elegirse diversos materiales para una placa de rigidez C l . En la Figura XIlI.tl se esquematiza el procedimiento para la selección. Considérese por ejemplo un determinado material A definido por su módulo de Voung E y su densidad. Trazando por A la recta de pendiente 3 resultará que todos los materiales situados sobre esa recta proporcionarán - para igual rigidez a flexión el - placas del mismo peso, PA • según se desprende del valor de la ordenada en el origen. Por tanto, para igual peso, cuanto mayor sea el módulo de Voung del material elegido más denso deberá ser éste y menor resultará el espesor t de la placa. Si se desea comparar esos materiales con cualquier otro no situado sobre esa recta -V.gr.B en la Figura XlJl.ll- bastará trazar por el punto correspondiente a ese material B la paralela a la recta de pendiene 3. Así para placas igualmente rígidas a la fle-
591
lA ELECClON DE MÁ TERUú.ES ESTRUCTURALES
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Fig. XIII.H. Placas. Comparación por rigidez y peso. xión -de igual en el peso de las placas elaboradas con materiales situados sobre esa recta que pasa por B será el mismo en todos los casos, PB (y menor que el peso PAde las placas elaboradas con A y sus materiales análogos). Puesto que, para igual rigidez, la ordenada en el origen de la recta -es decir, log Oe:P- resulla mayor cuando decrece el peso de la placa. Evidentemente, atendiendo a la ordenada en el origen, podría haberse llegado también a esta otra conclusión: para placas de igual peso, PA=P B , todos los materiales situados sobre la recta que pasa por B proporcionarán placas más rígidas que las obtenidas con materiales situados sobre la recta A. XJJI.2.2.2- MinimiuJr peso con igual resislencia a la deformación pláslica.
La resistencia a deformación plástica por flexión se determina en las placas, como en todas las vigas, mediante a= M¡/W¡; siendo M¡ el momento flector y W¡ el momento resistente de la sección.
En el caso de la placa en cuestión se verificará:
592
CIENCIA E INGENIERJA DE MA TERIALES (J
= M¡.6:w¡.t 2 =ete: t 2 = cte. (P1:d )2; y por consiguiente:
a ll2 :d=k¡:P¡ Para la selección de materiales puede utilizarse en este caso el mapa de la Figura XIII.2. Así, si en ese mapa se elige un punto correspondiente a un material cualquiera
-lIamémosle A-, todos los materiales que podrían proporcionar una placa de idéntico peso PIse localizan sobre la recta de pendiente 2 que pasa por ese punto. De modo análogo, para comparar el comportamiento de otro material B no situado sobre esa recta, bastaría trazar por B una recta de pendiente 2. Si su intersección con el eje de ordenadas resulta mayor que la ordenada en el origen de la recta que pasa por A • ello significa que -para resistir igual momento flector- una placa de B pesará menos que una placa de A. Otra interpretación es que -para idéntico peso de placa en ambos casos- aguantará mayor momento flector una placa de B que una de A.
XllJ.2.2.3-SelecciÓn por peso sin riesgos de rotura inestable. Se denomina rotura inestable, o catastrófica, aquella que tiene lugar cuando el material presenta grietas de tamaño crítico para una tensión aplicada o. Para seleccionar materiales destinados a elaborar placas que deban trabajar a flexión, bajo momento flector M\, sin riesgo de fractura catastrófica para grietas de longitud cl> se opera de modo análogo a los casos anteriores: sobre el mapa de la Figura XIII.3 -que relaciona en coordenadas logarítmicas los valores de K¡C Y las densidades d de diferentes materiales- se trazan recias de pendiente 2; que corresponden a materiales con igual comportamiento a fractura inestable para el mismo peso de placa. En efecto, según se ha visto ya en el apartado anterior se verifica:
O, lo que es igual, K 1C 112: d = cte':P
XIII.3- MATERIALES PARA COLUMNAS. Cuando una columna trabaja bajo carga axial su comportamiento resulta similar al de una barra sometida a compresión. Pero en el caso de la columna tiene especial interés su respuesta al esfuerzo aplicado cuando aquella es larga y esbelta. Supóngase una columna (Figura XIII.12), de sección transversal uniforme, de material homogéneo, que se comporta elásticamente. Al aplicar una carga F. y en tanlo ésta no supere un cierto valor, la columna es estable lateralmente. Es decir, si se empuja el extremo superior de la columna cargada se forma una flecha b. pero se recupera la forma inicial tan pronto se retira el empuje lateral. En cambio, a partir de un cierto valor de la carga axial aplicada --o carga crítica Fcr-' si se empuja lateral·
LA ELECCION DE MATERIALES ESTRUCTURALES
593
mente la columna ésta continúa deformada lateralmente al retirar el empuje. Esta inestabilidad de la columna recibe el nombre de pandeo lateral.
F
Fig. XIII.12. Columnas largas (Timoshenko).
XlII.3.l. Geometría de la sección y pandeo Aplicando la ecuación de la elástica a columnas de longitud L 1, y de un mismo material, pueden obtenerse las cargas críticas Fcr que llegan a producir pandeo. Puede así deducirse que -para columnas esbeltas, empotradas en su base y libres en su extremo superior - la fuerza crítica es:
siendo E el módulo de Young, 1 el momento de inercia de la sección de la columna y kl una constante igual a j[2:L2 1. Nótese que la carga crítica Fe, que puede soportar sin pandeo una columna, resulta independiente del límite elástico a compresión del material: depende solamente de la rigidez E./ de la columna; y, por tanto, para un mismo material, puede incre· mentarse si se aumenta el momento de inercia de la sección.
594
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TERJALES
Así, para igual área de la sección transversal de la columna (igual peso de la columna), esa carga crítica Fa podrá ser tanto mayor cuanto más diste el material del eje de la columna (mayor 1). Por ello, para igual Fcp Ypor tanto la misma rigidez, las secciones tubulares de un mismo material pesarán menos -son más económicasque las macizas. Por ello también, para igual peso de columna hueca, disminuyendo el espesor de pared y aumentando en cambio las dimensiones transversales puede aumentarse su estabilidad al pandeo. Nótese por ejemplo que un bote vacío, de los utilizados para bebidas refrescantes, puede prácticamente aguantar el peso de una persona sin que se produzca pandeo. También para otros tipos de columnas se verifica que la carga crítica, Fcr, depende de la rigidez EJ. En la Figura Xm.13 pueden verse otros tipos de columnas habituales: - columna con ambos extremos apoyados o articulados y obligados a moverse en la direcdón del eje (Figura XIII. 13 b), cuya Fcr=k2.E1, sicndo k 2=4.k¡ - columna con extremo empotrado y el otro guiado como en el caso anterior (Figura XIlI.13 c), cuya Fc,=k).E.I, siendo k)=8.k¡ - columna con ambos extremos empotrados (Figura XIILl3.d). de Fcr = k4.EI, siendo k4=16 k¡.
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Fig. XIlI.13. Columnas con extremos apoyados o articulados. XlIl.3.2. Comparación entre materiales para columnas El razonamiento para seleccionar materiales destinados a columnas estables, resistentes al pandeo, es similar al expuesto en apartados anteriores.
LA ELECCION DE MA TERlALES ESTRUCTURALES
595
Así, para columnas cilíndricas o barras -<:onsidércnse fijos F I y la longitud L[ de la columna, y variable el radio- su peso será: P¡=VoLd=m2.L¡.d= ctc. rl.d
Para que una fuerza F I no produzca pandeo en ninguno de los casos (rer. Figuras XIII.12 y XIII.13) se habrá de verificar que: F¡=Kte.E.I=Ctc.E.r4=cte.E.(P¡ :d)2. Es decir, ElI2:d=Kte.F¡1I2:p¡ En consecuencia, elegido un material A -un punto cualquiera en la Figura XIII. 1-, la relación El/2:d pennitirá localizar en la recta de pendiente 2 que pase por ese punto todos los materiales con los que pueden hacerse columnas del mismo peso, PA' e igual resistencia al pandeo. Los materiales situados sobre otra recta paralela, pero de mayor ordenada en origen, proporcionarían columnas de igual peso PApero más resistentes al pandeo que A; Ode menor peso para una misma carga F1
XIII.4- MATERIALES PARA DEPOSITOS A PRESION. Suelen denominarse "depósitos a presión" los recipentes con forma de superficie de revolución y espesor de pared t muy pequeño -del orden de 10 veces menor que los radios de curvatura de meridianos y paralelos- sometidos a presión interior.
XIII.4.1.
~ometría
y comportamiento a la presión
Supóngase que el recipiente está sometido a una presión interna uniforme p. Esa presión produce una fuerza normal, actuante sobre cualquier diferencial de superficie dS, igual al producto de p por dS. Por tratarse de una pared de espesor pequeño con respecto a las curvaturas principales, ese diferencial de pared se comporta como una membrana sometida a esfuerzos tangenciales a la superficie media de la pared y que se distribuyen uniformemente en todo su espesor. La Figura XIll.14 corresponde al elemento de pared limitado por dos meridianos y dos círculos paralelos. Sobre ese elemento actúan dos esfuerzos: 02 (esfuerzo de tracción en la dirección del paralelo) y 01 (esfuerzo de tracción en la dirección del meridiano). Las fuerzas resultantes de esas tensiones valdrán respectivamente 02.dS¡.t (fuerza F2• tgte al círculo del paralelo) y 0¡.dS 2.t (fuerza F¡. tgte en la dirección del meridiano).
Componiendo las dos fuerzas F2• su resultante será normal al elemento de superficie y valdrá:
CIENCIA E INGENIERJA. DE MATERIALES
596
F, ~""-,'I
''''--r~'' F,
Fig. XIII. 14. Depósitos a presión. Análogamente, la resultante de las dos fuerzas F¡ será también normal al elemeny valdrá (o¡.dS 2.l) dSI/r¡
lO de superficie
la suma de ambas resultantes -de F2 y de F J- habrá de ser igual a la fuerza normal debida a la presión actuante; es decir, p.dS).dS 2 . Y, en consecuencia, se verificará que 01
02
P
r1
'2
t
-+-=Por lanto, en depósitos esféricos (rJ=r2), de radio TI y pequeño espesor de pared t respecto a TI' al ser sometidos a una presión interior p, el esfuerzo 01 (igual a oz) es igual a p.r(21. Análogamente. en depósitos cilíndricos (TI igual a infinilo), de radio '2, espesor de pared delgada l, longitud l •• y sometidos a una presión interior uniforme p, el esfuerzo sobre la pared del cilindro es 02= p.ri" La tensión longiludinal 01 es. en cambio. la milad de 02; es decir, p.rl2t. En declo, en cada base del cilindro, el empuje resultanle se equilibra con la tensión longilUdinal 01 a lo largo de la circunferencia; verificándose por tanto que o¡.2n.r.t = p.JI:.r 2
Para la selección de materiales destinados a depósilos esféricos o cilíndricos se
597
LA ELECCION DE MATERIALES ESTRUCTURALES
opera del mismo modo; sirviéndose igualmente --
XIIIA.2.I.Dep6silos esféricos. Mínimo peso para una rigidez determinada La deformación elástica b l producida por la presión interior p] en el depósito esférico se obtiene de la expresión E=cr:(Ó]/r]). Y se denomina rigidez del depósito a la relación Pl/ó]. Por tanto -habida cuenta que a=PI.r]/2t-la rigidez de un depósilo esférico de radio constante r] es igual al producto de E.t por una constante c]. Por otro lado. para una densidad d del material, el peso P de ese recipiente esférico será igual a 4.1t.rI 2.l.d. Por consiguiente, para r. constante se verifica que t= cte.P/d; y por tanto expresada la rigidez en función del peso P se tendrá: rigidez: el.E.P/d; o ,lo que es igual, EId = siendo
CI
Cl"
rigidezlP
Y~ constantes que dependen exclusivamente del valor rl'
Por tanto, al elegir materiales para un depósito esférico, de radio rl Y rigidez fija y determinada, si se selecciona un material que haga máximo el valor E:d ello equivale a minimizar el peso del depósito para esa rigidez. O --como es igualmente obvio- equivale a obtener la máxima rigidez para un mismo peso del depósito. Escójase, por ejemplo, un determinado material A en el mapa de la Figura XJlI.l. Todos aquellos materiales correspondientes a puntos situados sobre la recta de pendiente 1 que pase por A forman una misma "familia"; tienen igual valor de E:d y por tanto proporcionan depósitos de igual rigidez PI:Ó I e idéntico peso PA' Como es lógico, cuanto mayor sea el módulo de Voung E del material elegido entre los de esa familia mayor habrá de ser también la densidad d; yen consecuencia, menor el espesor de pared 1 del depósito construido con ese material. En cambio, con materiales situados sobre otra recta de pendiente 1, pero cuya ordenada en el origen sea mayor que la recta pasando por A, se podrían hacer depósitos esféricos de igual rigidez que con los materiales de la familia A, pero con menor peso. También podría decirse quc, para igual peso de depósito PA. éste sería más rígido si se construyc con matcriales de la familia B. A partir de la expresión E:d puede conocerse también la velocidad de propagación de las ondas longitudinales en la materia, VL=(E:d)1I2 (Tef. 1.4): utilizando simplcmementc en un mapa log E-Iog d las rectas paramétricas de pendientc 1 (es dccir, log.Ezlog.d+Ctc).
598
CIENCIA E lNGENIERlA DE MA TERJALES
XIIl.4.2.2. Depósitos esféricos. Mínimo peso sin riesgo de deformación plástica Para TI constante se verifica que 0= p¡.T\:2t= ctc.d.pdP. Por consiguiente la relación para seleccionar materiales es: a:d=cre,(PJ:P)
Por tanto sobre cualquier recta de pendieme 1, en el mapa de la Figura XIII.2, se sitúan un conjunto de materiales que proporcionarán igual peso P del depósito esféri· ca de radio ti para una misma presión interna p. Cuanto mayor sea la ordenada en
origen de la recta elegida, los materiales situados sobre ella proporcionarán recipientes de menor peso total para una misma presión p. Igualmente podría argumcntarse que, para un mismo peso, el depósito aguantaría presiones mayores sin deformarse plásticamente. XIIJ.4.2.3. Depósitos esféricos. Mínimo peso sin riesgo de fractura inestable. Si se desea que al aplicar un esfuerzo a no se produzca la rotura catastrófica del depósito se ha de verificar --en el supuesto de que las grietas existentes previamente en el interiClT del malerial en ningún caso superen una longitud 2cl-que: Ktc =a.(:rt.cl)1/2 Por otro lado la relación entre a y la presión interior del depósito, Pt, es o=Pt.rt:2t; Y t puede expresarse en función del peso P t del depósito. Por lo que, en definitiva, la expresión del párrafo anterior puede ponerse de la fonna:
Por tanto K lc : d será la relación a optimizar cuando se trate de minimizar peso al elegir material para un depósito esférico de radio rl' sometido a presión Pt, sin riesgo de fractura catastrófica cuando las grietas preexistentes son de longitud igualo inferior a cI' Para ello -dibujando rectas de pendiente 1 sobre el mapa de la Figura X1l1.3- se opera como en casos anteriores. Al diseñar recipientes de media o gran dimensión y altamente presurizados, debe evitarse todo riesgo de fractura inestable, explosiva, sin aviso previo. Y por tanto, por seguridad, no deben tolerarse en ningún caso grietas de longitud crítica igual al espesor t del recipiente; perforaciones por ejemplo, que pudieran llegarse a producir con el tiempo por corrosión o por otros motivos. De esas perforaciones podría tolerarse, todo lo más, la presencia de fugas o goteos esporádicos del recipiente siempre que pudieran ser reparadas con garantía; pero en ningún caso sería admisible que -por ser de tamaño crítico para la presión interior del depósito- una perforación conllevara la rotura de éste sin aviso previo, de modo explosivo. Es decir, el material para ese recipiente debería ser tal que, frente a la a resultante de la presión interior PI, no resultaran críticas las grietas de longitud igual al espesor de pared 1. Por eso, para comparar materiales con ayuda de mapas como el de la Figura XIlL3 con vistas a minimizar peso -() a mejorar la confianza de rotura estable
LA ELECCION DE MA. TERlALES ESTRUCTURALES
599
mediante materiales más tenaces-, téngase en cuenta que el habrá de ser igualo mayor que t ; Ypor tanto en la expresión que determina el valor de K¡c deberá verifi· carse: K¡C >{p¡.r]:2t).(n.t )112 = ete.p] :t l12 = kte. p¡.(d:P)lI2 y por tanto habrá de verificarse: K¡¿:d > Kle.pl:P
En consecuencia, para poder minimizar el peso de un depósito esférico de radio r I
-o para con el mismo peso poder emplear mayor presión interior-, la relación K1cZ:d será la adecuada para seleccionar materiales que no lleguen a producir una fractura catastrófica si las grietas alcanzaran un tamaño igual al espesor del recipiente. Como en casos anteriores, la elección podría hacerse sobre mapas como el de la Figura XIII.3, pero situando los materiales sobre rectas paralelas de pendiente 1:2. En recipientes cilíndricos de pared delgada ,de radio r¡ y longitud L¡ conocidos ,fácilmente puede comprenderse que, para minimizar peso para una rigidez dada, la relación a optimizar es E:d. En efecto. el peso P es igual a 2.1t.r].L t .t.d ; y a=p.r¡:t cE.6:r]. Por tanto, la rigidez p:6 es igual al producto de una constante por E.P:d; y por consiguiente
E:d= KIt!. rigidez:P Para minimizar peso sin deformación pl6s1ica la relación es o:d en depósitos cilíndricos; puesto que 0= p.rft= p.rl.2.:rut.d:P. y por tanto a:d=cte:P. Del mismo modo. en depósitos cilíndricos, --para minimizar peso sin riesgo de fractura ineslablt! en el caso de grietas de longitud cr la relación a maximizat es KJC:d. Puesto que
K1c:d = cte.c ll2:p¡. Para terminar este apanado recuérdese finalmente que la Figura XIII.4 incluye, en líneas de puntos. el tamaño crítico de grietas que producen fractura inestable para diferentes valores de a. Ello facilita, en primera aproximación, la selección de mate· riales atendiendo a la tenacidad (tanto mayor cuanto mayor sea el tamaño critico de grieta). Así, para depósitos de poca responsabilidad (v.gr envases de aerosoles) se advierten las ventajas de los polímeros termoplásticos y del Aluminio. Cuando al requerimiento de estabilidad en la fractura se añaden el de rigidez (ref Figura XlII. 1) y el de resistencia a la deformación plástica (ref Figura X1I1.2) la elección se decanta· ría hacia los aceros. De todas formas, para la elección de materiales deben tenerse en cuenta, además, otras consideraciones entre las que figura de modo imponante el coste.
XIII.S. EL PRECIO DE COSTE, FACTOR PARA LA ELECCION DEL MATERIAL. El precio de coste es un factor fundamental en la elección de material, pero se trata de un factor complejo no fácil de incluir en un mapa de materiales. Comprende tanto el precio de la materia prima (el coste de extracción a partir del mineral) como
C/ENCIA E INGENIERlA DE MATERIALES
600
al coste añadido por el proceso de elaboración hasta obtener la pieza acabada. Y no hay que olvidar que el precio de mercado depende sobre todo de las leyes económicas de oferta y demanda.
Por lo que se refiere a la matcria prima, ésta lógicamente resulta más costosa cuanto más estable sea el mineral a partir del cual ha de extraerse la materia prima (mayor coste energético para su obtención, Ter Cap. O); cuanto menos rica la mena de mineral (habitualmente entre 60-65% para el Hierro, de 1 a 1,5 % para el Cobre, de 0,001 a 0,0001% para el Oro); cuanto menos abundantes los recursos mundiales y menor la posibilidad de reciclado; cuanto más puro el matcrial (así el Aluminio del 99,99% cuesta 1,8 veces más que el Aluminio de 99,95 % Yel de 1 parte por millón de impurezas es tan caro como clOro); cuanto más rica la aleación (V.gr. para un precio de Níquel la veces superior al de acero extradulce, un acero inoxidable austenítico de 8 % de Ni costaría casi el doble), etc. Por otra parte el valor añadido a la materia prima por el proceso de manufactura de la pieza comprende un conjunto de secuencias técnicas derivadas del material en cuestión: conformado (solidificación o sinterización, defonnación en caliente y/o en frío), tratamientos térmicos, acabado superficial (recubrimientos, mecanizado, agujeros, etc), uniones (roblonado, soldadura, sellantes), etc. En este sentido parece oportuno señalar que, actualmente, para aminorar gastos, la inge· niería de procesos intenta lograr directamente piezas casi acabadas, que no precisen prácticamente un mecanizado. En esa línea ofrecen grandes posibilidades la solidificación a presión (ref V.5), el conformado scmisólido o forja líquida (reí V.6) y el sinterizado de polvos (ref VI.S)
Supóngase que -pese a la complejidad quc comporta- fueran conocidos significativamente los costes por unidad de peso, C p, para los diferentes materiales a comparar. De hecho -para los ejercicios de aplicación que siguen- utilizaremos los valores de la tabla XIII. 1, aunque son puramente indicativos. Admitido que se conoce C p de un material, el coste total de un componente de ese material resultaría igual a C p multiplicado por el peso total del componente PI' Por tanto las relaciones para minimización de peso deducidas en apartados anteriores servirían igualmente para minimización de coste con solo cambiar d por el producto d.C p • Así, por ejemplo, considérese la relación E1I3: d. Recuérdese (ref X11I.2.2.1) que aplicada a placas sometidas a flexión significa que todos los materiales para los que aquella relación valga lo mismo tienen igual rigidez para el mismo peso PI de la placa ya que: EII3: d
=cte: PI
Pues bien, si en esa igualdad se multiplican los denominadores por C p se tendría El!3: d.C p
=Cte: PI.CP= Cte:coste total
U ELECCION DE MA TERJALES ESTRUCTURALES
601
Por tanto, para igual rigidez y peso de la placa, el material de mayor valor E1fJ:d.C p resultaría ser el más económico. Análogamente, el criterio de ligereza para igual momento [lector M1 se traduce en materiales que presenten un alto valor de o 1f1: d. Y, por tanto, para igual momento f/ector M/> el material más económico sería el de mayor valor o'I2:d.Cp Del mismo modo podrían deducirse otras relaciones. Así por ejemplo, atendiendo al riesgo de rotura catastrófica, el material más ligero para placas, correspondería al lJe mayor K¡cJl2:d; Y el más económico al de mayor K¡CJl2:d.Cpo Como ejercicio de aplicación supóngase que se trata de elegir, para paneles de carrocería de automóvil, uno de los cinco siguientes materiales de la Tabla XIII.I,: Acero dulce. Aluminio recocido, Acero ferritopcrlítico HSLA, Polímero reforzado con fibras (GFRP) y TItanio (aleación 6AJ 4V) en estado recocido. Supóngase además que para esta selección se atendiera solamente a los siguientes requerimientos: que el material resulte rígido (que al apoyarse en el capó éste no se hunda); que sea resistente a la deformación plástica (que si se hunde el capó, recupere inmediatamente la fonna primitiva al cesar la fuerza que lo deformaba); que resulte ligero (lo que conllevará un ahorro de combustible) y, además, que sea económico. Con las reservas que toda simplificación encierra, puede estimarse que el material trabajará de modo análogo a una viga con forma de placa (Figura XIII.5) de longitud determinada L¡ y anchura w/ fija (ambos valores fijados por el diseño) y espesor variable t según sea el material elegido. A partir de los datos de la Tabla XII!.I se han calculado, para los cinco materiales antes indicados, algunas de esas relaciones que califican y detenninan la elección; concretamente: E1J3:d, E1J3:d.Cp, ol!2:d, oll2:d.Cp- De ellas podría determinarse -ver Tabla XIII.2- un orden de interés para su elección según sea uno u otro el criterio adoptado.
Tabla XIU.2. Comparación entre materiales MATERIAL
Et!3:d
Acero dulce Acero HSLA Aluminio CFRP Titanio6Al4V
0,7571 0,7571 1,5134 3,8947 1,0815
Etf3:d.Cp 3028710- 3 1:3168:10. 3 0,9764.10- 3 0,1947.10- 3 0,0373.10- 3
2.1316 3,1203 2,1516 16,6995 6,4837
8,526.10-3 5,4267.10- 3 1,3881.10- 3 0,8349.10. 3 0,2236.10- 3
Así, si el criterio prioritario fuera el de rigidez con el mínimo peso, el orden para elección de aquellos cinco materiales sería -de mayor a menor EII3:d-: CFRP, Aluminio, TItanio 6Al4V, y Aceros (resultaría indiferente utilizar un tipo u aIro de acero por ser su módulo de Young, E, insensible a la estructura). En cambio, si interesara que para igual rigidez de la placa su coste fuera mínimo, el orden para la elección-de mayor a menor EJI3:d.Cp- resultaría ser: Acero dulce, Acero HSLA, Aluminio, CFRP, Titanio 6A14V.
602
CIENCIA E INGEN1ERlA DE MATERIALES
A su vez si el criterio prioritario para la elección fuera el de mínimo peso sin riesgo de deformación plástica, determinando el orden de los valores a l12 :d, se tendría: CFRP, Titanio 6Al4V, Acero HSLA, Aluminio, Acero dulce. En cambio, si el criterio preferente para la selección fuera el de material más económico sin riesgo de deformación plástica, el orden resultante --de mayor a menor olf2:d.Cp- sería: Acero dulce, Acero HSLA, Aluminio, CFRP, TItanio 6A14V.
XlII.5.l Mapas de materiales y coste Si se elabora un mapa de materiales, empleando coordenadas logarítmicas, -tal que para cada material la ordenada corresponda al módulo de Young, E, y la abscisa el producto de su densidad, d, por el coste ep-, las conclusiones que pueden obtenerse en ese mapa (log E, log d.C p) a propósito del coste son similares a las deducidas a propósito del peso con ayuda de mapas (log E,log d) como el de la Figura XlIll. Así, elaborado ese mapa (Iog E, log d.C p) resultará que, por ejemplo, para placas sometidas a flexi6n, todos los materiales situados sobre una misma recta de pendiente 3 costarían lo mismo para igual rigidez. Y para lograr igual comportamiento con menos coste -por ejemplo la mitad- habría que elegir uno de los materiales situados sobre una recta paralela a la anterior pero de mayor ordenada en el origen; concretamente, para mitad de coste, su ordenada en el origen debería exceder en logaritmo decimal de 2 a la anterior. Como ejercicio práctico para determinar gráficamente el orden de elección para placas trabajando a flexi6n, entre los cinco materiales propuestos anteriormente- lo mismo podría hacerse con todos los materiales de la Tabla XIlI.1-, pueden servir los dos primeros casos resueltos ya por cálculo: rigidez de placa y ligereza; o rigidez de placa y coste mínimo. Para el primer caso, rigidez de placa y ligereza- identifíquense sobre un diagrama (logE, logd) -Figura XIIl.l- aquellos cinco materiales, tal como se hace en la Figura XIII. 15.a. En ese diagrama, entre todas las rectas paralelas de pendiente 3 la de mayor ordenada en el origen es aquella que pasa por el CFRP; después viene la que pasa por el Aluminio; luego la de la aleación de Titanio; y finalmente la de los Aceros. Para el segundo caso -rigidez de placa y coste mínimo- el diagrama a emplear sería el que relaciona -ver Figura XIII.15.b-- 10gE y log d.Cp. Determinando sobre él las rectas de pendiente 3 que pasan por cada material el orden de preferencia también resulta igual al ya calculado anteriormente: Acero dulce, Acero HSLA, Aluminio, CFRP, Titanio 6A14V. De modo análogo se resuelven gráficamente en las Figuras Xll1.16.a y b los otros dos ejercicios: resistencia de la placa a la deformación plástica y ligereza; o resistencia de la placa a la deformación plástica y economía. Para resistencia de la placa a la deformaci6n plástica y ligereza el orden resulta: CFRP, Titanio 6A14V, Acero HSLA, Aluminio, Acero dulce. Para resistencia a la deformaci6n plástica y economía: Acero dulce, Acero HSLA, Aluminio, CFRP, Titanio 6Al4Y.
603
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•
2
•
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•
•
•
] - Acero dulce 2· Acero H5LA
3· Aluminio
•
4-CFRP
5· Titallio Ml4V
logd
,)
log d.c; b)
Fig. XIIJ.15 a y b. Rigidez. ligereZil, coste. Complementariamente. en las Figuras XII1.l7 a y b puede verse cuál sería el orden de elección para resistencia sin rotura catastr6fica de la placa según primara la ligereza o la economía. Cuando prima la ligereza el orden resulta ser: CFRP, AJuminio, Titanio 6AJ4V, Acero dulce. Acero HSLA. En cambio, cuando prima la eco· nomia: Acero dulce, Acero HSLA, Aluminio, CFRP, Titanio 6A14V
En el apartado XII1.5.2, a propósito de análisis atributivo, se determinará una vez más otro nuevo orden de preferencia para elección entre esOS cinco materiales. Aunque tampoco allí se considerará que, para el usuario, la elección puede estar condicionada por la posibilidad de reparar un componente si se deteriora durante el servicio. El propietario de un automóvil, por ejemplo. suele preferir la reparación de pequeñas abolladuras producidas en su carrocería metálica antes que sustilUir un panel entero; como sería el caso si la carrocería fuera de polímero reforzado por fibras de Carbono (cuya rOlura se produce sin deformación pláslica previa).
X/1/.5././ Olros supuestos En otros supuestos
dif~renles
a los comenlados hasla ahora. y según deban prevalecer el
1- Acero dulce 2- Acero HSLA 3- Aluminio 4·CFPR 5- Titanio Ml4V
logd
lag d.Cp
Fig. XlII.16 8 Yb. Resistencia a la deformación plástica, ligereza, coste. p~so
o el cost~ del material a elegir, puede operarse gráficamente del mismo señaJado anteriormente: determinando el correspondiente haz de rectas paralelas sobre el "mapa" adecuado
Asi por ejemplo, en la elección de materiaJes para placas que hubieran de resistir al pandeo. La ecuación que determina su carga critica es: Fcr = ¡c2.E.I/ L¡2. Valor que puede expresarse en función del peso de la placa mediante P¡=L1,wl.t.d = kte.t.d. Desprendiéndose de ello que, para seleccionar materiales por resistencia al pandeo y ligereza la relación sería ElI3: d. y para resistencia al pandeo y economía: El/3: d.Cp
En el caso de barras cflfndricas d~ igual longitud L 1 Y radio r variable trabajando a flexión, se verifica que C¡=E.I=E.:rt.r4:4= cte.E.(p:d)2; con lo que El/2:d= Kte:P. Por consiguiente el menor peso para una rigidez determinada se obtiene maximizando Elf2:d. Y por tanto el menor coste para una rigidez determinada se determina mediante E//2:d.Cp. En cuanto a resistenda de esas barras dlfndricas a la deformación plástica, con momento flector MI, se tiene que: a=M(W¡=4.M 1::rt.r3=cte.(d:ppf2; o, lo que es igual, o2l3:d=Kte:P. El menor peso sin riesgo de deformación plástica, para igual momento nector M ¡, se logrará mayorando o2l3:d. Análogamente, para el menor coste deberá maximizarse cJ13:d.Cp.
lA ELECCJON DE MA TERJALES ESTRUcrURALES
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00
605
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J. Acero dulce 2· Acero HSLA 3· Aluminio 4· CFRP 5· Titanio MI4V
log d.S.
Fig. XIII.l7 a y b. Rotura estable, ligereza, coste. Como fácilmente puede deducirse (tefXm.2.2.3). en barras cilindricas sometidas a flexión, sin riesgo de rolura calaslrófica para grietas de loogitud cl, la relaci6n pata minimizar peso resulta set: K2/\C:d. y para resistencia a la rotura inestable y economla: KlI3¡C:d.Cp. En columnas o barras cilíndricas trabajando a pandeo (rer XIII.3.2.) las relaciones son: Ell2:d. para estabilidad y ligereza; y Elf2:d.Cp, para estabilidad y economfa. En cuanto a barras ciUndricas sometidos a tracción las relaciones resultan ser: E:d para rigidez y ligereza (E:d.Cp para rigidez y economfa); cr:d para ligereza y evitar riesgos de deformación plástica (a:d.Cp para resistencia a la deformación pldsrica y economia); K1c:d para resistencia a fractura ineslable y ligereza (K¡c:dCp para resistencia a la fractura inestable --con grietas de tamaño crilico c)- y economla). Para la elección gráfica de materiales deslinados a dep6sitos a presión las relaciooes (reC. XIIl.4.2) soo: lid para rigidez y ligereza (seria E:d.Cp para rigidez y economfa); o:d para resisteocia a la deformaci6n plástica y ligereza (a:d.Cp para ruistencia a la deformación pldstica y economfa); KIC:d para ligereza y resisteDCÍa a la fractura catastrófica (K¡c:d.Cp
pora e.sa resistencia a la fractura inestable y ecorwmia)
606
CIENCIA. E INGENIERlA DE A.fATERlALES
Para la selección de olros elemenlos, tales como tubos de pared delgada. perfLles, u otros
-a tracción, a Oexi6n, a pandeo, para rigidez, para evitar la defonnaci6n pláslÍca. para evitar la rolur.. inestable-. según deban prevalecer la ligereza o la economía. ~ pueden calcular de igual modo aquellas relaciones de propiedades que posibilitarán dibujar el correspondiente haz de rectas paralelas sobre los mapas de materiales.
En el caso de e1ememos sometidos Q torsiÓll -V.gr. un árbol de longitud L y momento polar de su sección transversal igual a lo - la rigidez de un malerial cuyo módulo de cortadura O cizallamienlo sea G se especifica por el ángulo tOlal de torsión; que, si el par de torsión externo es MI' resulta igual a: MtL:G./(y- Verificándose para una sección circular de diámelro, d. que Jo =1l.d 4:32. Análogamente, la máxima tensi6n cortante a torsi6n ;t, de un árbol circular y macizo puede delerminarse por MI.r/lo. Por lanto '[; Icle.MlleP. Uno y otro valor permitcn -para barras sometidas a torsi6n- determinar las relaciones que minimizan peso con igual rigidez (G1/2 :ti); o con igual resistencia a la deformaci6n plástica (T?/J/tl); o con igual estabilidad a la fractura (K 1¿1J:ti). Debiendo sustituir en esas relacioncs d por el valor d.Cp cuando, en vez del peso, deba prevalecer el mfnimo coste. Conviene tener en cuenta que Jos esfuerzos normales y cortantes verifican la relaci6n "(; 0:2 : y que G es igual a 3E:8.
XIII.S.2 EI«ción por propiedades múltiples. Análisis atributivo. La clección podría haccrse también -ampliando cl número de factores- en función del coste y de varias propiedades (más de una). Pero para poder optimizar esa elección de materiales habría que afectar a cada propiedad, y al coste, de un parámetro cuantificador de la importancia que se desee atribuir a cada uno. Así por ejemplo, supuestas tres propiedades específicas K, L, M, ordenadas según importancia decreciente -por ejemplo cuyos factores ponderales asignados sean res· pcctivamenle 112, 113, 116- la valoración o puntuación obtenida por cada matcrial, entre los disponibles, vendría dado por la fórmula
donde el subíndice Max se refiere al material con el máximo valor de la propiedad considerada; el subíndicc I atañc al valor de las propiedades K, L, M, del material problema. Y si en lugar de maximizar una propiedad se trata más bien de minimizar· la (v.gr el coste, la resistividad, el coeficiente de dilatación, la capacidad calorífica, etc.) debería manejarse en la expresión anterior el cociente RmiJRi (Rmin correspondc al material disponible de mínimo coste, o de mínima resistividad, etc.). En el supuesto hipolélico de un material que tuviera el máximo valor en las tres propiedades consideradas su puntuación alcanzaría cl valor límite superior 100. Con una contribución dc cada propiedad cifrada como sigue: la de la propiedad K en SO puntos: la de la propiedad Len 33.3 pumos: y la de la propiedad M en 16.7 punlOs. Volviendo al caso antes considerado -elección entre cinco materiales para placas a flexión-, supóngase que se atribuye una ponderación de 112 al coste, 113 al material
LA ELECCJON DE MA TERIALES ESTRUCTURALES
607
que proporcione la rigidez necesaria con el mínimo peso y 1/6 al material resistente a la deformación plástica con el mínimo peso. Ello permitiría atribuir a los cinco materiales tomados como ejemplo las puntuaciones que figuran en la Tabla X1I1.3. Es decir, 58 puntos al Acero dulce, 38 al Acero HSLA, 23 al Aluminio, 55 al CFRP y 22 al Titanio 6Al4 V.
Tabla XIII.3. Análisis atributivo. Acero dulce - 1/2. (250: 250) + 1/3 (0,7571:3,8947) + 116(2,1316: 16,6965) _ 0,58 Acero HSLA = 1/2 (250: 575) + l/3 (0,7571:3,8947) + 1/6 (3.1203: 16,6995) = 0.38 Aluminio = 1/2 (250:1550) + l/3 (1,5134:3,8947) + 1/6 (2,1516: 16,6995) = 0,23 CFRP = 1/2 (250:20000) + 1/3 (3,8947:3,8947) + 116 (16,6995: 16,6995) =0,55 Titanio 6Al4V = 1/2 (250:29000) + 1/3 (1,0815:3,8947) + 1/6 (6,4837: 16,6995) = 0,22
Los ejemplos anteriores sólo pretenden iniciar al lector en una sistemática para la elección de materiales por propiedades y coste; aunque por algunos ejemplos anterio~ res pudiera parecer que su propósito es determinar el mejor material para carrocerías de automóvil. Son tantos los factores a tener en cuenta en una selección racional que incluya el coste, que no resulta fácil la solución final. En el caso de la fabricación en serie un nuevo factor de complejidad para la determinación de C p es simplemente el número total, N, de unidades a fabricar. Generalmente, el valot de Cp disminuye notablemente al aumentar N. Muchas veces es precisamente ese número lo que determina el material y proceso a emplear (buscando en ello no s6lo la uniformidad del producto -y por tanto mayor fiabilidad como ocurre a veces al preferir materiales metálicos-, sino fundamentalmente abaratar costes). Piénsese por ejemplo, al fabricar carroceñas de autom6vil con chapa de acero, en la pequeña incidencia econ6mica que -sobre el producto final- suponen las elevadas inversiones en prensas y matrices para estampar. Inversiones que se justifican para grandes series pero no tendrían sentido para unos pocos miles de automóviles. En tanto que el utillaje para carrocerías de polímero -que es menos costoso pero aguanta menos unidades- incide más en el precio del producto. Entre otras consideraciones econ6micas probablemente es el valor N lo que justifica que la mayor parte de los fabricantes de autom6vil continúen utilizando chapa de acero para sus carrocerías.
La elecci6n de materiales se traduce a veces en elegir no un material, sino un determinado proceso de fabricación. Parece oportuno advertir que las simplificaciones de procesos comportan a menudo alteraciones microestructurales que, a su vez, suelen exigir un rediseño de la naturaleza del material. Puede servir como ejemplo el recocido continuo de chapas de acero laminadas en frío y destinadas a embutición. El empleo de hornos de recocido continuo supone un considerable ahorro frente al recocido en campana: reducciones del 19% en el consumo energético; del 73 % en personal; del 90% en tiempo de procesado; y del 48% en pérdidas por recortes. Pero, en cambio, a diferencia del recocido en campana, no puede gobernarse (ref XII.3.4) la obtención de texturas <111> favorables para embutici6n. Para solventar esta dificultad deben emplearse otras composiciones para el acero.
608
CIENCIA E lNGENIERlA. DE MA. TERlALES
Cuando se dispone de un amplio banco de datos relativos a propiedades compues· tas de los distintos materiales, se fija además una ponderación para cada una de ellas. y se estiman unos costes orientativos, la metodología para selección de materiales
resulta atractiva. Esa sistemática para la elección, unida a otras consideraciones expuestas con anterioridad, técnicas o no -3 veces el factor prioritario es sencillamente la apariencia estética- puede ayudar a documentar la no siempre fácil respuesta a preguntas genéricas del tipo "¿Cuál es el mejor material?". De lodos modos, como se concluirá en XIII.8, a propósito de propiedades, lodo ello no pasa de ser un primer criterio orientador para la selección de materiales estructurales.
XIII.6. MATERIALES RESISTENTES A FATIGA: ACEROS BONIFICADOS En apartados anteriores se han considerado algunos ejemplos de selección de materiales en función del coste y de propiedades mecánicas tales como rigidez, resistencia a la deformación plástica, y resistencia a la fractura frágil catastrófica. Todo
ello se refería al comportamiento de Jos materiales estructurales -tanlo naturales como cerámicos, metálicos, poliméricos, Ocompuestos- frente a esfuerzos esláricos. Pero el fallo en servicio más habitual de los materiales tiene lugar cuando, someti· dos a esfuerzos alternados, rompen por fatiga. Esta rolura puede producirse para esfuerzos muy inferiores a su límite elástico; y tan determinantes del comportamiento pueden ser el diseño geométrico de la pieza y otros factores extrínsecos, como el propio material elegido (Ter XI.7). la selección de materiales para servicio frente a esfuerzos alternados constituye probablemente la tarea más difícil del ingeniero de materiales. El comportamiento a fatiga de los materiales cerámicos, polímeros, compuestos, no es nada satisfactorio. Todos eUos presentan bajos valores de K 1c. La mayor fiabilidad frente a la fatiga -y de modo singular para la de alto número de ciclos- corres· ponde a los materiales metálicos. Hay, sin embargo, muchos metales y aleaciones que tampoco resisten indefinida· mente carga alternativa alguna por pequeña que ésta sea (no lienen límite de fatiga). Ello justifica, por ejemplo, la necesidad de revisar periódicamente los aviones para sustituir aquello -piénsese en elementos de Aluminio- en que presumiblemente se haya incubado la fatiga por un alto número de ciclos en servicio. Para la resistencia a fatiga los aceros ofrecen las perspectivQ.f; más interesantes de todo el conjunto de materiales. Para un buen componamiento a fatiga se requieren alta resistencia y tenacidad. En aceros con estructura ferritoperlítica, al aumentar el contenido de Carbono aumenta la carga de rotura, Rm , si bien disminuye la tenaci· dad. En la Figura XH1.18 pueden compararse los rangos de resistencia y porcentaje en Carl)()flO de hierros comerciales, aceros de medio Carbono, aceros para ferrocarriles, y alambres para hormigón pretensado (todos ellos de estructura ferritoperlítica). En la misma Figura XIII.lB obsérvese también que varios de esos aceros, para igual contenido de Carbono pero con estructura de martensita revenida, resultan más
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Flg. XIII.18. Algllnos tipos de aceros ~ Estructura ferriroperlítica
Estructllra de mar/ensila revenida
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610
CIENCIA E INGENIER1A DE MA. TERJALES
resistentes a la rotura y simultáneamente más tenaces que con estructura ferritoperlí· lica. Compárense por ejemplo hierros comerciales (ferritoperlíticos) y aceros para calderas a presión (bonificados); o los aceros de medio carbono (ferriloperlíticos) y los aceros bonificados de alta resistencia y ultrarresistentes.
Ese aumento simultáneo de resistencia y tenacidad en los aceros se debe a la estructura de cemenlila precipitada, resultante de un revenido alto de la martensila (rer VII!.3.1). Complementariamente, cuando el acero ha de soportar esfuerzos allemalivos durante un elevado número de ciclos, esa cemenlila finamenle dispersa proporciona además una estructura más favorable que la cementita laminar perlítica; porque alarga las etapas de nucleación y propagación de grieta durante la fatiga.
De hecho solamente los aceros de contenido medio en Carbono (de aproximadamente 0,30% C), templados y revenidos (aceros bonificados), -y algunas fundiciones esferoidales austemperizadas, rer VIII.4.6.2- son los materiales aptos para piezas de responsabilidad expuestas a fatiga de alto número de ciclos (como ocurre en los cigüeñales de automóvil). En VII1.4.2 se apuntaron las bases para selección de aceros destinados a piezas bonificadas, en función del redondo equivalente de la pieza y del medio refrigerante empleado para el temple (que generalmente es aceite a fin de aminorar los riesgos de grietas). Complemenlariamente puede señalarse como habitual -piénsese por ejemplo en piezas de gran serie para automoción, bonificadas para resistencia a fatigaque su redondo equivalente no supere los 120 mm de diámetro. Y su rango de resis· tendas suele estar entre 900 y 1300 MPa. Programadas las necesidades en función de las dimensiones de las piezas y los esfuerzos a soportar, la elección del acero adecuado podría hacerse de modo racional si se dispone de un conjunlo de aceros como los señalados en la Figura XlII.19 y en la Tabla XIII.4. Aceros tales que, tras temple y revenido tenaz, permitan obtener en el punto de más lento enfriamiento de la pieza una estructura de martensita revenida y con la resistencia deseada. C1aro está que el acero adecuado para una pieza con 120 mm de diámetro equivalente y resistencia 1300 MPa serviña también para fabricar una pieza de diámetro equivalente igual a 20 mm y resistencia Rm igual 900 MPa ; sin más que aumentar la temperatura y tiempo de revenido. Pero actuando de ese modo se estarfan derrochando las caracterfsticas de ese acero (más caro por ser más aleado).
Obviamente el acero seleccionado deberá tener mayor contenido en elementos de aleación -deberá ser más aleado- cuanto mayor haya de ser el diámetro del redondo equivalente de la pieza (Figura XIll.19) a fin de lograr más templabilidad por solu· ción sólida de los elementos de aleación en la austenita (rer VIIl.2.4). y con ello resultará también mayor su resistencia tras revenido tenaz (ref VIII.3.1). Todo ello sirve también para poder hacer valoraciones críticas sobre los aceros resistentes a fatiga fijados en cada país por los organismos nacionales de tipificación. Es decir, para evaluar si en esas Normas hay varios aceros que cubren unos mismos
611
LA ELECCJON DE MATERIA.LES ESTRUCTURALES
J3()()
e
F
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L
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E
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K
A
D
G
J
JJ()()
900
Diámetros equiva/entes (mm) 9Q 120 30 60 Fig. XID.1.9, E/ección de aceros para esfuerzos alternativos
..
Tabla Xln.4. Aceros de la Figura XJII.J9 "",,
A
B
e D E F G 1(
1 J K L
e
M,
~
o,v,l))3 0,3"",38 0,37r1l,43 0,27r1J,33 0,32/0,38 0,37/0,43 0,27/0,33 0)"",38 0,37/0,43
0,60,1),90 0,60/0,90 0,6010,90 0,(;}1O,80 O,60/O,SO 0,60/0,80 0,60/0,80 0,""",80 0,60J0,80
0,1(W,40 0,100,40 O,IOJO,40 O,1Or1J,4O 0,1010,40 O,tOlO,40 0,1010,40 0,10/0,40
O,241PJO
~""",8O
~10I0,40
0,)0/0,36 0,37/11.43
~""",80
0.100,40
~,80
~10I0,40
~10I0,40
P(máx) 0,035 0,035 0,035 0,035 0.035 0,035 0,035 0,035 0,035 0,1135 0,035 0,035
S (máx) 0,035
N;
e,
M, 0,15,1),25
0,80/1,10 O,SOl1.10 0.8011,10 1,11M,25 1,11M,25 1.80/2,25
0,85/1,15 0,85/1,15 0,85/1,15 0,70r1l,90 0,70r1J,90 0,70r1J,90 0,70/0,90 0,700,90 0,700,90 0,700,90 0,700,90 0,700,90
Om5 0,035 0,035 0,035 0,035 0,035 0,035 0,035 0,035 0,035 ~035
2.7S13,25 2.7513,25 2.7513,25
0,15~,25 0,15~,25
0,20,1))0 0,20/0,30 O,21l\l)O 0,25/0,35 0,2510,35 0,2510,11 11,JI\U,40 11,3010,40 1I,JOIO,40
requerimientos de diámetros equivalentes y resistencias y - en cambio- hay necesidades a las que no responde ninguno de los aceros tipificados.
612
CIENCIA E INGENIEIUA DE MA TERlALES
XlI!.7. CONSIDERACIONES SOBRE TEMPERATURA DE SERVICIO Y COMPORTAMIENTO DE LOS MATERIALES En la mayor parle de los casos la selección versa sobre materiales que han de trabajar estática o dinámicamente a la temperatura ambiente. Cigueñales, palieres, árboles de dirección, raíles de ferrocarril, depósitos. armaduras para hormigón, elememos
para construcción de piezas, vigas, columnas, carrocerías, chasis de automóvil, estructuras metálicas, torres para tendido eléctrico, etc. serían algunos ejemplos de utilización de materiales a temperatura ambiente. Con todo, conviene advertir que la elección de un material está condicionada en
primer término por la temperatura de servicio. Parece oponuno hacer notar que la temperatura es el punto débil de los polímeros orgánicos. Ninguno de ellos -ya sean termoplásticos, termoestables, elastómeros o espu·
mas- resulta útil por encima de 400 I/C, a causa dcl quemado o degradación de sus macromoléculas. La mayor parte de ellos ni siquiera pueden emplearse por encima de 100 OC. Por otra parte resullan frágiles a bajas temperaturas y ello descarta su empleo no sólo a tcmperaturas criogénicas sino generalmente también a pocos grados bajo cero. Las cerámicas, en cambio, por comparación a los polímeros orgánicos o a los materiales metálicos, son los materialcs más interesantes para servicio a elcvadas temperaturas debido a su alta temperatura de fusión, su refractariedad y su resistencia química; con sus limitaciones cn lo que respecta a tenacidad. En los Capítulos O Y IX se han expuesto ya algunas consideraciones que pueden ayudar en la selección de materiales cerámicos. Los compuestos intermelá/icos (ref 11I.1.2) son un tipo de materiales que ocupan posicio· nes intermedias enlre los metálicos y las cerámicos. Algunos de ellos -corno el NiAl, Ni 3AI. Ti3Al- presentan estructuras altamente ordenadas. Con base en los principios de Metalurgia Física los intermelálioos ordenados ofrecen la posibilidad de inleresanles mejoras en su ducti· lidad. Por eUo, unido a su temperatura de fusión -1640 ve, 1390 llC, 1460 VC respeclivamenley a su resistencia a la oxidación, los intermetálicos ordenados abren prometedoras perspecti· vas como materiales estructurales para "'ahas temperaturas".
Por lo que se refiere a los materiales metálicos -baste considerar solamente sus temperaturas de fusión TE (ref.Tabla 1.13)-, ninguno de ellos sirve como material estructural para temperaturas de servicio superiores a 3500 I/C; ni siquiera los metales denominados "refractarios" (recuérdese que el de lemperatura de fusión más alta, el Wolframio. funde a 3410 I!C). Por otra parte la licuación total o parcial de una aleación no viene determinada simplemente por las temperaturas de fusión de sus componentes, sino que deriva de la estructura micrográfica. Cabe por tanto subrayar aquí que para poder prever la resistencia de las aleaciones frente a la temperatura -su comienzo de· fusión en el calentamiento-, resulta conveniente conocer los fundamentos de la solidificación (rer Cap. 11 y sig.) y estar familiarizado no sólo con la interpretación de diagramas de equilibrio sino también con los estados de no equilibrio. Por olro lado estos funda· mentos sirven igualmente, por analogía, para los materiales cerámicos.
LA ELECCION DE MA. TERJALES ESTRUCTURALES
613
En el caso de aleaciones monofásicas que tengan por constilUyente una solución sólida, las posibles microsegregaciones heredadas de la solidificación -si no han sido corregidas por recocido de homogeneización- comportan riesgos de fusión parcial de la aleación (ref VI.3 "quemado", rer.V1.4 "perlaje") si ésta es calentada nuevamente hasta temperaturas próximas a la de final de solidificación de inequilibrio. A ello pueden añadirse, además, los desfavorables efectos de una habitual segregaci6n mayor (rer V1.2) En las aleaciones no monofásicas quien determina preferentemente el comportamiento de la aleación a alta temperatura es el constituyente matriz.. Así sucedería -por cilar sólo un ejemplo- con el Cobre comercial binario que tenga trazas de Bismuto. Por tratarse de dos metales insolubles entre sí en estado sólido el constituyente matriz de esa aleación es el Bismuto al ser éste el componente de menor temperatura de rusión (rer. Fig 111.1). Por lanlo ese Cobre, aunque solamente contenga una pequeña proporción de Bismuto, licuará parcialmente en el calentamiento al sobrepasar los 271,3 gc. En tanlo que un Cobre plenamente puro aguantaría sin rundir hasta alcanzar los 1083 gc. En otros casos de aleaciones no monofásicas el constituyente matriz puede ser una elltéctica. Si así es, la resistencia de la aleación frente a la temperatura vendrá determinada fundamentalmente por la temperatura de fusión de esa eutéctica. Recuérdese al respecto, como uno de tantos posibles ejemplos, el sistema binario AJuminio-Silicio (rer. VI.3.!. 1.). El AJuminio puro resiste sin fundir hasta alcanzar en el calentamiento los 660 ge. El Silicio puro, por su parte, sólo funde si se alcanzan los 1404 \le. En cambio, cualquiera que sea la composición de una aleación binaria de AJuminio y Silicio ésta no resiste temperaturas superiores a 577 \le; pues licuaría parcialmente al fundir a esa temperatura su constituyente matriz: la eutéctica de AJuminio y 12% Silicio.
De todas formas no se deduzca de lo anterior que una aleación es resistente a la temperatura en tanto ésta no llegue a producir la fusión parcial O total de la aleación. Su comportamiento como material estructural falla ya a temperaturas bastante menores de las apuntadas. En efecto, volviendo al comportamiento de los metales puros, recuérdese que a temperaturas simplemente superiores a TE:2 -siendo TE la temperatura para su fusión total expresada en grados Kelvin- el metal presenta un riesgo de defonnación intergranular por flllencia o "creep" (XU.6.3). En lo que respecta a las aleaciones está igualmente presente ese riesgo de fluencia (que también se presenta en materiales cerámicos por su estructura granular). Si bien, puesto que en muchos casos la solidificación se realiza a lo largo de un ¡nterva· lo de temperatura (ref V.4), más que TE habría que precisar su temperatura final de solidificación T r. Y, para una buena resistencia a la nuencia, como se indicó ya en el apartado XJI.6.3, convendrá utilizar no sólo aleaciones de alta temperatura de fusión sino además con estructura de moldeo y grano grueso. Siendo en ocasiones ventajoso que la estructura sea columnar (rer. V.I) o, incluso, monocristalina. Recuérdese también que, a temperaturas aún menores, del orden de TE:3, un
614
CIENCIA E INGENIERlA DE MA TERlALES
material metálico puede resultar inadecuado si su estructura es agria (rer Cap XI). Porque puede restaurar o recriSlalizar (rer XII.I y sig.) y ello conlleva modificación de las propiedades iniciales. Incluso cuando la estructura no es agria, sino recristalizada, ese orden de temperaturas puede producir modificaciones de Iipo estructural tales como crecimiento excesivo de grano, sobrecalentamiento, estruclUTas duplcx. por crecimiento discontinuo de grano, recriSlalizaci6n secundaria, etc. (Ter XI 1.4). De todo lo anterior se desprende que la expresión "comportamiento de la aleación a alta temperatura" tiene un significado relativo a la temper.uura TE del melal (o T f de la aleación). Y así es efectivamente puesto que la fluencia del material, la recristalización de su estructura agria, el sobrecalentamiento, etc, pueden presentarse incluso a la temperatura ambiente si cl material es de los que funde a baja temperatura.
Con todo, para lo que ha venido a llamarse aleaciones para servicio a altas temperaturas -V. gr. álabes para turbinas de gas, cámaras de combustión, válvulas de motores, intercambiadores de calor, etc.-, conviene emplear no sólo materiales de altas temperaturas de fusión sino también estructuralmente estables a esas temperaturas de servicio; es decir homogéneos y sin cambios alotrópicos ni redisolución de precipitados. Efectivamente presentan límites intrínsecos de utilización frente a la temperatura los materiales con transformaciones alotr6picas (ref V11.2) -generalmente por nucleación y crecimiento- que, además, suelen ir acompañadas de cambios dimensionales. (guajes limitaciones pueden señalarse a los materiales cuyas propiedades han sido logradas mediante determinado tratamiento térmico; ya sea simplemente por cambio de solubilidad (ref VII.I), o bien por transformación simultánea de alotropía y solubilidad (ref Cap. VIII). Así, en el caso de los aceros, por ejemplo. para poder conservar la estructura de martensita revenida, es preciso que la temperatura de servicio sea inferior al A I23 del acero en cuestión; por tanto los aceros templados y revenidos nunca deben alcanzar en servicio la temperatura eutectoide. Para altas temperaturas interesan también propiedades tales como la estabilidad dimensional (conviene bajo coeficiente de dilatación, a); la refractariedad térmica (inversa de la conductividad); la estabilidad al choque térmico -dependiente de a , de la conductividad térmica y de E- (ref IX.4.1); la resistencia al ciclado y fatiga térmicos; y -sobre todo- el buen comportamiento del material frente a condiciones de contorno tales como oxidación, corrosión, y otras.
En relación con las condiciones de contorno -y puesto que la oxidación y corrosión merecen ser tratadas aparto- recuérdese simplemente. por bacer nuevamente una ocasional referencia a la importancia de la estructura micrográfica, la posibilidad de que se fonnen eutécticas con los gases ambientales (ref IV.3.1.2); lo que -por ejemplo--- puede arruinar en atmósferas sulfurosas, por licuación parcial :1 partir de los 635 QC , aleaciones tales como aceros austeníticos altos en Níquel. fundiciones Ni-resist, supcraleaciones de Ni, etc. Siguiendo con los comentarios relativos a la temperatura de servicio, suelen denominarse bajas temperaturas las temperaturas subcero y criogénicas. Son también un límite para la uliJización de muchos materiales metálicos, y a veces un verdadero
LA. ELECCION DE MI'!. TERlALES ESTRUCTURALES
615
umbral de transición entre ductilidad y fragilidad; ya que generalmente la tenacidad disminuye con la temperatura. El criterio de selección para un buen componamiemo a baja temperatura suele ser elegir materiales con temperatura subcero de transición dúctil-frágil, lIT I/C (ref-X1.6). Ello se traduce casi siempre en el empleo dc algunas aleaciones del sistema cúbico centrado en las caras porque son más tenaces debido a su mayor resistencia al c1ivaje. Así, en el apanado XI.6 se señalaba que para aplicaciones criogénicas -tales como recipientes para gases licuados- se utilizan generalmente aceros austeníticos. En aleaciones de otros sistemas cristalinos menos tenaces, como por ejemplo el cúbico centrado en el cuerpo, pueden conseguirse considerables mejoras de tenacidad a bajas temperaturas --es decir, bajas lIT I/C_ mediante afino dc grano. Recuérdese a este respecto el empleo de microaleados de calidad "Artico" para plataformas mari· nas y barcos rompehielos (rcf-X1.6 y XI!.3.3). XIII.B. CONCLUSIONES COMPLEMENTARIAS
Todo lo anterior pone de relieve que -junto a la determinación de los objetivos deseados en cada C3S()-- la elección racional de materiales requiere un conocimiento previo de su naturaleza y estructura; y, en consecuencia. de sus propiedades, limitaciones y ventajas. Es necesario eludir una simplificación que empieza a extenderse, sobre todo en medios no especializados, a la hora de elegir materiales. Parece en ocasiones como si la selección de materiales, que encierra una rica complejidad, pudiera resolverse ya con la simple utilización de mapas de materiales análogos a los señala· dos en este Capítulo. La utilidad orientativa de los "mapas" resulta indiscutible. Ahora bien, una elec· ción fundada solamente en el empleo de unos mapas de materiales, o en hojas de cálculo infonnático y en listas de mercado, puede llevar a conclusiones desacertadas. Sobre todo, si se desconocen las simplificaciones y los sentidos analógicos de una misma propiedad que con frecuencia laten en los mapas intcgrados por cerámicos, polímeros, aleaciones, y materiales compuestos. Por otra parte, una elección de ese estilo excluye la posibilidad -necesaria en muchas ocasiones- de diseñar un nuevo material: un material "a medida". También se descuida la oportunidad de seleccionar un determinado proceso de fabricación entre varios posibles, así como la implantación de nuevos proccsos o de procesos avanzados. El desafío que supone la exigencia creciente de mejores propiedades para el servicio ha producido lo que, con la transitoriedad propia del calificativo, suelen hoy llamarse nuevos materia/es -las cerámicas "tenaces", los intermetálicos ordenados, y los metales vítreos pueden servir de ejemplo- y lambién ha desarrollado materiales at'anzados (otro calificativo de alcance efímero); es decir, materiales de tipo convencional rediseñados para dotarlos de propiedades muy superiores (V.gr. los aceros microaleados). Ambos tipos de materiales actual· mente "modernos" -los nuevos y los avanzados - son casi siempre un resultado cooperativo de las investigaciones sobre procesos y sobre materiales Por analogía con los materiales hoy considerados"modemos", se denominan nUe\'Os pro-
usos aquellos que comportan la incorporación de tecnologías emergentes novedosas: fusión
6'6
CIENCIA E INGENJERlA DE MATERIALES
por al1lorcha de plasma (rer. 0.2.3.2.). solidificación YÍlrea. lnllamienlos JXJr Iaser. ele. (rer. VI.5). y se conocen comoal'WJZilllos algunos procesos aparentemente cláskos. pero que como portan importantes mejoras estJUCtumJes. Como ejemplos podrían ser'l'ir los conformados semisólKb (ref.Y.6). superplásticos (ref X1I.6.4), la laminación controlada (ref. XII.?!.), etc. La selección de materiales estructurales con la ayuda de mapas constituye solamente un primera etapa de la elección. Por un lado, ya resulta difícil el encuadra-
miento mismo de las propiedades en un mapa. En lo que respecta, por ejemplo, al módulo de Young, hay materiales que carecen de módulo elástico bien definido. Suele tomarse como valor de E la tangente en el origen a la curva de tracción (móduJo elástico tangente) o bien la pendiente de la recta que une el origen de la curva de tracción con el punto correspondiente a Rm:4 (módulo secante). Tal ocurre por ejemplo con las fundiciones grises, hormigón, y otros materiales para los que el módulo E disminuye con el aumento de tensión. Por otra parte, lo habitual es encontrar grandes diferencias en el comportamiento según que la propiedad mecánica haya sido determinada en ensayos de tracción o en ensayos de compresión. Así, por ejemplo en vidrios y cerámicas, la resistencia a compresión puede llegar a resultar 15 veces superior la resistencia a tracción. Incluso en los materiales metálicos, que por constitución acusan menos las diferencias de comportarnjento a tracción y a compresión, resultan diversos el límite elástico a tracción y el límite elástico a compresión cuando se confiere una deformación previa de signo contrario (ref efecto Bauschinger XI.3.1). Algunos materiales --entre otros las fundiciones grises laminares, y algunos compuestos - no tienen límite elástico a tracción. El efecto de entalla producido por las fibr.ts -() en el caso de esas fundiciones grises el producido por el grafito laminarhace que la deformación no resulte reversible por pequeña que sea la carga aplicada. Como es lógico también los defectos físicos inherentes a falta de calidad --macrogrietas, microfisuras, segregaciones, discontinuidades, etc-, derivadas del proceso de fabricación o de tratamientos del material, puedcn modificar grandemente las propiedades de un mismo material. Efectivamente muchas de las propiedades de un mismo material difieren ampliamentc según haya sido su proceso de conformado. Por ejemplo según se trate de una pieza obtenida simplemente por moldeo (directamentc de solidificación) o bien por otros mcdios de conformación mecf\nica o tennomeeánica a partir de una masa metálica previa (por laminación, forja, extrusión, trefilado, embutición, etc). Masa de partida que suele ser habitualmente un lingote, un tocho, una placa, una preforma, etc.; y en el caso de productos sinteTizados los polvos metálicos previamente obtenidos por solidificación (reL V1.5) o por otros procedimientos (reducción, electrodeposición, desde fase vapor, etc). Además, en una misma pieza, de igual composición, y un mismo proceso de conformado, sus propiedades presentan valores bien diferentes según sea su estado. Es decir según sea la estruclllra micrográfica /ifUlllograda como consecuencia de los Iratamientos lérmicos a que haya sido sometida la pieza con posterioridad a su conformado. Así, una pieza de A1-Cu obtenida directamente por moldeo, puede hallarse en estado "bruto de moldeo", o en otro estado; v.gr: "homogeneizada"(ref
LA ELECCION DE MA TERlALES ESTRUCTURALES
617
VI.4),"hipertemplada", "madurada" (rer Vn.1.2). Análogamente, por ejemplo, una chapa de Aluminio comercial puede estar "semidura", "agria", "totalmente restaurada", "parcialmente recristalizada", o "recristalizada"(rer.xn.5); un acero bonificable etc . (,,1 Puede "estar normalizado", "recocido" " "templado" o "austemperizado", VillA); un vidrio puede estar recocido (ref.lX IX.4.3.2), etc. Pero sobre todo la provisionalidad de una selección por "mapas" obedece, como queda apuntado, a las dificultades para comparar unívocamente las propiedades mecánicas de materiales con distinta naturaleza: metálicos, cerámicos, polímeros y compuestos. La propkdad consignada puede tener incluso distinto significado según sea la naturaleza del material. Así, en el caso de las aleaciones, los mapas de materiales -por tanto también el mapa de la Figura X1l1.2- toman como resistencia a la deformación plástica el límite elástico práctico ReO,2 (rer XI.2.1). Para polímeros orgánicos, en cambio, se toma la carga para la cual la curva esfuerzos-deformaciones deja manifiestamente de ser lineal (deformación plástica aproximada de 1%). En los cerámicos suele tomarse el esfuerzo que produce la rotura por compresión ("crushing strength"); haciéndose por tanto coincidir implícitamente límite elástico a compresión y carga de rotura. Por tanto. por lo que se refierc a rcsistencia a la deformación plástica. no siempre resultarán sustituibles entre sí materiales de distinta naturaleza -cerámica. metálica. polimérica. compuesta-: aunque. de hecho, tuvieran asignado en un mapa de materiales igual valor para su límite elástico. Otro tanto se puede afirmar respecto a la rigidez de materiales que, siendo de distinta naturaleza. tengan igual geometría y un mismo valor de E. En definitiva -reconociendo la utilidad de los mapas comparativos de materiales y recomendándose su liSO para una primera orientación- conviene que el ingeniero ejercite su sentido crítico al emplearlos. Sobre todo, si los esfuerzos principales son de tracci6n y los materiales son particularmente sensibles al efecto de entalla; como ocurre con los cerámicos porosos, cerámicos ingenieriles, y vidrios. Elegir el material adecuado para una cierla aplicación supone, en primer lugar, precisar la naturaleza del material; es decir su composición química y por tanto su carácter metálico, cerámico, polimérico, o compuesto. Pero supone, además, precisar su estructura; es decir su proceso de conformado y los tratamientos térmicos a que ha sido sometido. En este sentido, conviene subrayar que la elección de materiales estructurales debe estar fundada en un conocimiento de su micrografía. Con esa base, se sobrepasa el nivel puramente infoonativo y pueden resultar de gran utilidad los mapas de pro· piedades, los catálogos, etc. Apoyado en las estructuras macro, micrográfica -y veces nanográfica-, el ingeniero tiene mayor base para analizar y criticar materiales y procesos de elaboración; para fabricar, si es preciso, materiales "a medida"; para comprender mejor unas normas sobre control de calidad; y para fundamentar una diagnosis sobre las posibles causas de fallo de un material durante el servicio.
618
CIENCIA E INGE.NJERlA DE: MA TERIALES
BIBLlOGRAFlA R. Calvo Rodés el al. "Estudio de una Tabla Racional de Aceros Nacionales", Ed INTA. Madrid. 1961. J.A Charles & F Crane. "Sclection and Use of Engineering Materials", Ed. Butterworth. Londres (1989). Pero-Sanz J. Verdeja J., "Mapas de diseño con materiales eslruclUrales. Aplicaciones". III Congres.Asoc.Lalinoamer. de Mee y Mal. pp. 599~6J J. AntofagasI3 (1994).
Pero-Sanz. "Anotaciones sobre Materiales metálicos", Jom. Secr. Plan Na! 1+0, Madrid (1995). Pero-Sanz J., Verdeja J .. eta al - "Material Selection Charts ofHigh-ehromium Casllron". MicroSlructural Science. Vol 23 pp 131-134 (1996). Pero-Sanz, Plaza D. el al. - "Microstructure a limiting parameter 10 determine (he engineering range of eompositions for light alloys".- Materials Characlerizalion Vol 40. pp 145-158 (1998). Verdeja J, Pero-Sanz J. - Diseño con materiales estructurales en ingeniería Rev. Información Tecnológica Vol. 7 pp. 143-152 (1996). Waterman & Ashby. "Materiales SeleclOr", Elsevier Applied Sdence, Londres (1991). límoshenko. "Elementos de Resistencia de Materiales". Ed. Montaner, Barcelona (1975), LE Verdeja. Revista de Minas, 8. pp 47·57. Oviedo (1993),
ANEXO 1 Vocabulario Español-Inglés-Francés-Alemán de Ciencia e Ingenieria de Materiales
620
CIENCIA E INGENIER/A DE MATERIALES
Español
Inglés
Acero
Steel Air-hardening sleel Killed-steel Rimmed-sleel Casi sleel low carbon sleel Slainless sleel Rapid tool sleel Work hardening Wire AlIoy DS alloys Ponery Allotropy Blast fumace Alumina Aluminium Amorphous(structures) Anelasticity Packing of alOms Stacking faull Clay Sand Pig iron Inlerdendrilic allack Micrographic etching Prepared atmosphere Motted (casi iron) Sulphur Flap Lüders bands Salt balh Slair rod dislocation Pouring basin 50ft Coil Hardening and tempering
Acero autotemplanlc Acero calmado Acero efervescente Acero moldeado Acero suave (dulce)
Acero ino:\idable Acero rápido para herramienta Acritud Alambre Aleucian
Aleaciones solidificadas direccional mente
Alfarería Alotropía Ahohomo Alúmina Aluminio
Amorfas(estructuras» Anelasticidad Apilamiento de atomos Apilamiento defectos Arcilla Arena ArrJ.bio Ataque interdendritico Ataque micrográfico Atmasrera controlada Atruchada (fundición)
Azufre Baldosa.losa Bandas de Lüders Baño de sales Barrem de Lomer-Comell Bebedero Blando
Bobina
Bonificación Bme, Brochado
0011 Broaching
621
VOCABULARIO
Francés
Alemán
Acier Acier auto-trempant Acier calmé Acier effervescent Acier moulé Acier doux Acier inoxydable Acier a outils Ecrouissage Fil Alliage Alliages solidification dirigée Poterie Allotropie Haut foumeau Alumine Aluminium Amorphes(slructures) Anélaslicité Empilemenl des alomes Defauts d'empilemcnt Argile Sable Fonte brole Auaque inlerdendritique Auaque micrographique Almosph~re controlée Truitée (fonte) Soufre Carreau.dallc Bandes de Piobert-Lüders Bain de sel Vérrou de Lomer-COIlrell Enlonnoir de coulée
Stahl Luftharteslahl Beruhigter 51001 Slahl (unberuhiglcr) Slahlguss SIOOI (Weicher).F1usseisen Stahl (Nichlrostender) Werkzcugschnellstahl Kaltverfesligung
Mo" Bobine Trempe et revenu Forel Brochage
Drnht
Legierong Legierung Gerichlele Erslarrung Topferei AlIotropic Hachofen Aluminiumoxyd Aluminium Amorph (Suuktur) Unelaslilital GiUerwerksalom Stapelfehler Ton.Pelit Sand Gusseisen Interdendrilischer Angriff Geftigeatzung Geregelte almosphtire Gusseisen (Meliertes) Schwefel Fussbodenplatte Bands Lüders Salzbad Schranke Lomer-COIlrell Giesstrichter Weich Spule Vcrgüten Bohrer Raumen
622
Español Bruto de colada Bruto de laminación
C,l Calcio Calenlamicnlo Carbón Carbonitruraci6n Carbono
Carburo de silicio Carburo cemcnlado(vidia<;) Cascarilla Caucho
Cavidades, huecos o alveolos Cazo de colada Cemcnlación (por C) Ceramelal (sinlerizado) Cerámica.cerámico Cerámica tenaz Chapa Chapa fina Chatarra Chispa Clavo Clivaje (descohesi6n IranscriSlalina) Cobre
Coeficiente de difusión Coeficiente de fricción Coeficiente de Poisson Cojinete ColabiJidad Colada a presión Colada cominua
Columna Compresión (ensayo de) Compuestos (materiales) Compuesto intermetálico Conformado Convenidor CoquiJIa
CIENCIA. E INGENIER/A DE MATERIALES
Inglés As-cast
As-rolled condi,ion Lime Calcium Heating Coal Carbonitriding Carbon Silicon carbide Cemented carbidc Scalc Rubber Voids.Dimples FOUlldry ladle Carburizing Cermel Ceramic Toughness ceramic Plate Sheet Scrap Spark
Nail Cleavage Copper Diffusion coefficient Coefficienl of friclion Poisson's ralio Bearing Caslability Die casting(squee7L casling) Cominuous casling Column Compression lest ComJXlsites Intermetallic cornpound Forming Convener Die.permanem mold
623
VOCABULARIO
Francés
Alemán
Brot de fonderie Brute de laminage Chaux Calcium Chauffage Charbon Carbonitnlralion Carbone Carbure de silicium Carbure cémenlé(fritlés) Calamine Caoutchouc Cavilés (cupules.trous) Cuiller a couler Cémenlalion Cennet Céramique Céramique ténace Tole TOle mince Ferraille Elincelle Clou CJivage Cuivre Coefficienl de dif'fusion Coefficienl de frOllement Coefficient de Poisson Coussinet Coulabilité Coulée saus pression Coulée continue Colonoe Essai de compression Composites Compasé inlennélallique Mise en fonne Convertisseur Coquille
Rohgegussen Walzzustand mil Naturwalzkanten Kalk Kalzium ErhilZen Kohle Karbonilrieren Kohlensloff Siliziumkarbid Sinterkarbid Zunder Gummi Teilchenzwischenraum Giesskelle Einsatzhanung Cennel Keramik 'Z.ah Keramik Platte, Grobblech Blech Alleisen, Schrotl Funke Nagel Spaltung, Spaltflache Kupfer Diffusionskoeffizient Reibungskoeffizient Poissonskoeffi zient Lagerschale Vergiessbarkeit,Aiessvermogen Druckgiessverfahren,Druckguss Giessen(Konlinuierliches) Saule,Pfeiler Druckprobe Verbundsloff Inlennelallische verbindung Fonnen Umfonner, slromumfonner Kokille,Dauerfonn
624
CIENCIA E INGENIERJA DE MATERIA.LES
Español
Inglés
Corrosión-agrietamiento por Corrosión-fatiga Corrosión bajo tensiones Cortadura. Covalenle (enlace) Crecimiento Cuchara Darta Decarburación Decapado Deformación Deformación plástica
Corrosion crevice Corrosion-fatigue Stress-corrosion cizalladura Shear Covalent bond Growth Ladle Scab Decarburization Pickling Strain Plastic flow Dendrile Density Slab
Dendrita
Densidad Desbaste
Desgaste Deslizamiento cruzado Diamanle Difusión en juntas de grano Difusión en volumen
Dislocación-trepado de la Dislocación cuña Dislocación tornillo Disolvente Ductilidad Dureza Elasticidad linear Embutición Endurecimiento estructural Endurecimiento por deformación en frío Endurecimiento por dispersión Endurecimiento por lagunas Endurecimiento por precipitación Endurecimiento por solución sólida Energía de junta de grano Enfriamiento Enlace atómico Ensayo de dureza Ensayo de tracción
Wern-
Cross slip Diamond Grain-boundary diffusion Bulk diffusion Dislocation-climb Edge dislocatiotl Screw dislocatíon Solven! Ductility Hardness Linear elasticity Deep Drawing Precipitatíon hardening Strain hardening,work hardening Dispersion slrengthening Quench aging Precipitation strengthening Solid solution slrengthening Grain boundary energy Cooling Atomic bond Hardness-test Tensile test
VOCÁBUURlO
625
Francés
Alemán
Corrosion fissurante
Spaltkorrosion Korrosionsennüdung Spannungskorrosion Schere, Schub Kovalente bindung Waschsen, WachSlurn Pfanne, Giesspfanne Schuppe Entkohlung Beizen, Dekapieren Verfonnung Aiessen(Plaslisches),Kriechcn Dendril,Tannenbaumkrislall Dichle.Gewichl (spezifisches) Bramme Verschleiss, Abnützung Quergleitung Diarnant Korngrenze diffusion Diffusion volumen Urngehung durch verselzungen Stufenversetzung Schraubenversetzung LOsungsmiuel Duktililal.Dehnbarkeit Harte Elastiziliit (Iineaire) Tiefziehen Ausscheidu ngshiirt ung Kaltbtirtung Dispersionshiirtung Abschreckallerung Aushartung Solidelo!mnghartung Energieskomgrenze Kühlen,AbkUhlen Alomverbindung Hanepriifung Zugversuch, Zerreissversuch
Corrosion~faligue
Corrosion sous contrainte C isai Ilement,cission Liason covalente Croissance Poche Dartre (ecaille) DécarbUTalion Décapage Déformation Ecoulement plaslique Dendrile Densilé(Masse volumique) Brame Usure Glissement devié Diarnant Diffusion aux joints de grains Diffusion en volumen Dislocation~montée
Dislocation coin Dislocation vis Dissolvanl DUClililé Durelé Elasticité linéaire Emboutissage Durcissernent structural Consolidalion,écrouissage Durcissement par obstacles dispersés Dun;:issement par lacunes Durcissement par précipitalion Durcissement par solulion solide Energie de joint de grain Refroidissement Liaison atomique Essai de dureté Essai a la tmction
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CiENCIA E INGENIER/A DE MATERIALES
Español
Inglés
Ensayos no destructivos Envejecimiento por atmósferas Escoria Esmaltado En Esmalte Estado de reblandecimiento Estado de tensiones Estampado Estañado Estaño Estirado Estricci6n Estructura cristalina Estructura cúbica centrada en el cuerpo (C) Estructura cúbica de caras centradas (CC) Estructura en bandas Estructura hexagonal compacta (E.C.) Extrusión Fácil deslizamiento Fatiga, de baja amplitud (alto número de ciclos) de gran amplitud (bajo número de ciclos) Fatiga térmica Figuras de corrosión Fleje Fluencia-Daño por Fluencia-Fractura, Auenda lenta Forja Fractura, rotura Fragilidad Fragilizaci6n. Fresa Fricción Fundente Fundición dúctil
Non-destructive testing Strain ageing Slag amelling Vilreous enamel Leathery state of polymers Stress-state Stamping Tinning Tin Srretching Necking Crystal structure Body Centred Cubic structure(B.C.C.) Face-Centred Cubic structure(EC.C.) Banding Structure Hexagonal Close·Packed strueture (H.C.P.) Extrusion Easy glide Fatigue High cycle fatigue Low cycle fatigue (LCF) Thermal faligue Etch pits Band,strip Creep-damage rotura por Creep-fracture Creep Forging Fracture Brittleness enfragilización Embrittlement Cuner Friction Flux Spheroidal cast iron Cast iron Melting,casting Shol blasting
Fundición (férrea)
Fusión Granalla
627
VOCABULARIO
Francés
Alemán
Essais non-deslructif Vlellissement de Cotrell Scorie(laitier) EmaiJIage Email Visco·élaSlicilé des polyrnéres Elat de contrninles Estampage Etamage Etain Etirage Striction SlruClUre criSlalline SlruClUre cubique centré(C.C.) Slruclure cubique faces cenlrees (C.F.c.) SlruclUre en bandes SlruclUre hexagonale compacte (H.C.) Filage a la presse Faeile glissement Fatigue Fatigue a grand nombre de cycles Faligoe oligocyclique Fatigue lhermique Figures de corrosion Bande F1uage-endommagemcnt Fiuage·rupture Fluage Forgeagc Ruplure Fragililé Fragilisation Fraise Frottemenl Fondant Fonle a graphite sphéro¡"dal Fonte Fusion Grenaille mélalique
Prüfung (zerstorungsfreie) Verfonnungsalterung Schlacke Emaillieren. emaillierung Glasfluss. schmelz Teigzusland Eigenspannungszustand Gcsenkschmiedcn. st:ln7..en Verzinnung. Verónnen Zinn Ziehen. drahtziehcn. schwindung Verengerung. einschnlirung Kristallstruktur Kubisches kristallgitter Flachenzentriencs kubisches giner Zeilenslruklur Hcxagonal-dichtgepad::lc slruklur Ziehen. Fliessprcssen Bearbeitbarkeit Ermüdung Dauerfestigkeith&hespannungsausschlag Dauerfestigkeitbaisscspannungsausschlag Ermüdung durch W¡jrme Atzfi gur.kraftwirk ungsfigur Slreifen F1iessenschadcn Bruch durch kricchcll Kriechcn Schmieden Bruch Brtichigkeit Sprooigkeit Brlichigwcrden Fraser Reibung Rossmittel. zuschlag Gusseisen mil kugelgraphit Gusseisen. guss. grnuguss Schmelzen Stahlsandbla.sen. Schrolslrahlputzen
628
CIENCIA EINGENfERfA IJi? MATERIALES
Español
Inglés
Grano
Graio Cracks
Grietas Herramienta
Tool
Herrumbre
RuSI
Hielo Hierro Hipertemple
1m" Quenching
Juntas o fronteras de grano
Graio boundaries
LadrilloBrick Laminador Latón Ley de Hall-Pclch
Ley de París Ley de Schmid
"e
Rolliog mili
B= Hall-Petch law Paris law Schmid law
Loza ¡:x>rosa
Endurance limil Yield strength logol Smooth Earthenwarc Biscuil canhenware
Macho(en fundición)
eDre
Madado Macrosegrcgación Madera M:lduración natural Martillo pilón Material policristalino
Twinning
Malriz(forja)
Die Feeder hcad Strcngthcning mcchanisllls Machining Micro-shrinkage
Límite de faliga Límite elástico Lingote
Liso Loza de barro
Mazarota Mecanismos de endurecimiento
Macro-segrcg:llion Wood Age hardening
Rammcr Polycristnl material
Mecanizado Microrrechupe Mineral Modelo Módulo de cortadura Módulo de Young
Panero Shcar modulus Young modulus
Molde Moldeado Molde metálico
Mould Moulding Chill mould
0"
629
V0C4BU1ARlO
Francés
Alemán
Graio Fissurcs Outil Rouil1e Gluce Fer Hipenrempe JoinlS de grains Brique Laminoir Laiton Loi de Hall-Pelch Loi de Paris Loi de Schmid Limite de fatigue Limite d'élasticité Lingot Lisse FaYence 8iscuil Noyaux Maclé Ségrégalion majeure 80is Vieillissement nalurel Moulon Malériau polycrislallin Matrice Masselolle Méc:.tnismes de durcissement Méc:.tnisation Microreta.ssure Mincrai Modélc Module d'élaslicilé au cis:lillemenl Module de Young Moule Moulage Coquil1e
Kom. Kristall Sprung. Sp,llle Werkzeug Rost Eis Eisen Abschrcckcn (Fome) Komgren7..e Backstein WaJzltinge Messing Gesell. von Hall-Pclch Gesell. von Paris Geselz von Schmid Dauerfesligkcit Streckgrcnzc, Strcckfestigkeit Mctallblock. Rohblock Handleiste, Handlauf Steinzeug aus Ton Durchltissig SlcinLcug Bohrkem Zwillingsbildung Makroseigcrung Holz Kall-oder Waml-aush:irtung Fallhammer Polykristallincs malcrial Matrize Gicsskopf Hlirtungmcchanismus Metallbearbeitung Mikroschwindung
En Modell Gleitmodul. Schubelastizittitsmodul Elastizitlilsmodul. schwungszahl Gussfonn (Gicss.) Formen Kokillc
630
CIENCIA E INGENIERJA DE MATERIALES
Español
Inglés
Monocristal Muela abrasiva Muelle Nilruraci6n Nitruro de silicio
Single crytal Grinding wheel Spring Nilriding Silicon nilride Nonnalising Nuclealion and growth Billet Buckling Larson·Miller parameter Zcner-Hollomon parameter Shapc,profiJe Pin Pitting Skin,chill zone.lard column Plale
Normalil.ado(acero)
Nucleación y crecimiento Palanquilla Pandeo Parámetro dc Larson-Miller Parámetro de Zcner-Hollomon Perfil Perno Picaduras Piel(lingotes) Pilar Pillar. Placa Plomo Policristulinu Poliestireno Polietileno Polímeros
Polímeros reforT..ados con fibras de boro Polímeros reforzados con fibrns de carbono Polímeros reforzados con fibras de vidrio Polvo Pulido PunlOnado
Qucmado(acero) Quemador Reb3ba Rechupe
Reciclado
Recocido Recocido contra tensiones Recocido de homogeneización Recocido discontinuo Recocido isotérmico Recocido subcrftico
Le,d Polycrystalline Polystyrene Polyethylcne Polymers BFRP
CFRP GFRP Powder Bumishing,polishing Piercing. punching Overblown Burner Fash, fin Shrinkage Recycling Annealing Slfess·relieving anneal Homogenization annealing Batch annealing lsotherrnal annealing Subcrilical anneaJing
631
VOCJ,BUURIO
Francés
Alemán
Monocristal Meules abrasive Ressort Nitruration Nitrure de siliciurn Recuit d'affinage struclUral Nucléation el croissancc Billeue Aambage Param~tre de Larson·Miller Parametre de Zener-Hollomon
Einkrislall Schleifscheibc Feder Nitricrhanung Siliciumnitrid NormalglUhcn Kembildung und schwellung Knüppel, Scheit Knickung Kennwen von Larson-Miller Kennwen von Zencr-Hollomon Schniu Asche (kleine) Kleinere poren Gusshaut Pfeiler Plattc, GrobbJech Blei PolykrislalHn Polystyren Polyelylcn Pol)'merekorper PRFB PRFC PRFV Pulver Polieren Lochen Vcrbrcnnen Brcnncr Gral Schwindung. Schrumpfung Wiederaufbercitung Ausglühcn. Glühfrischen Glühen (spannungsfreics) Diffusionsglühen Nichtstetig Ausglühen Glühung (isolherme) Unterkritische glühung
Profil Broche Piqílres Peau.lard Pilier Plaque Plomb Polycristallin Polystyréne Polyélhyléne Polyrnéres
PRFB PRFC PRFV Poudre Polissage Ajourage Brillure,perlagc Brilleur Bavure Retrail Recyclage Recuit Recuit de détente Recuit d'homogénéisalion Recuil discontu Recuil isolhennique Recuit sous critique
632
CIENCIA J:: INGENIEN/A DE MATERIALES
Español
Inglés
Rectificado
Grinding
Redondo
Roo
Relajación de tensiones Reología Resiliencia Resistencia a la tracción Restauración Revenido Revestimiento Reveslimicnlo de horno Rigidez Rotura fibrosa Rotura repentina,(frágil) Rugosidad Sangrado Segregatión dendrítica Segregación principal Segregación vertical Sensibilidad a la entalla SOiee Silicio Sinlcrizado Sobrecalentamiento Soldadura Soldadura con melal de aportación Soldadura débil Solera Solidificación dirigida Solidificación por zonas Sólidos amorfos Solución sólida
501ulo Sopladuras Subenfriamiento Superplasticidad Superred Tamaño de grano
Tejas Temperatura de ablandamiento
$tress-relaxation Rheology [mpact rcsist:lncc Tensile slrength Recovcry Tempcring Coating Fumace lining StifTness Fibrous fmcture Brinle frdclure Roughness Tapping Micro-segregation Macrosegrcgalíoll Gravity segrcgalíoll NOIch sensivity Silica Silicon Sintering Supemeating(overheating) \Veld Brazing Soldering Hcarth Dírectional solidification Zone mclling Non-crysllllline solids Solid solution Solute Blow holes Undercooling Superplaticily Superlattice Grain size TIle Softening temperalure
VOCA8ULARIO
633
Francés
Alemán
Reclifieation Rond Relaxalion de eontraintes Rhéologie Résilienee Résistanee la traetion Restauralion Revenu Rev6temcnl Garnissage du four Rigidité Ruplure fibrcuse Fracture fragile Rugosité Débouchage Ségrégalion mineure Ségrégalion majeure Ségrégalion vertical Scnsibilité i'J. I'entaillc Silice Silicium Frittage Surchauffe Soudure Brassage Soudure a bas poinl de fusion Sole Solidificalion dircctionncllc Zonc fondue Sol ides( noncri stal! ios) Solulion solide Disou soumures Sous-refroidissement Supcrplasticilé Supcr-réseau Taille de grain TUlle TempéralUre de ramollisscment
Sehleifen Slab. Slange Entspannung Rheologie,Fliesskullde Slossfestigkeit. Schlagfesligkeit Zugfestigkeil Wiederverwenung. Zurud:gewinnung Anlass Auflrag Ofenfuller Sleifigkeit Faseriihnlicher bruch Sproobruch Rauhigkcit Kupolofcnabstich Mikroseigerung Blockseigerung Seigcrung Kerbcmpfi ndl ichkeit Siliziumdioxyd Silizium Sinterung Überhit7..en Schweis Hanll)lcn Lüten Herd Gerichlele crslarrung Zoncnschmelzcll Feslkürpcr Misehkrislall. Lüsung (Fcsle) Aufgeloster sloff Blasenbildung. Blasen UnterkUhlung Erheb!iehc plastizitiit Überslruklurgillcr Korngrossc Ziegel. Dachzlegel Enthiinungslcmperalur
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CIENCIA E INGENIEN/A DE MATERIA.LES
Español
Inglés
Tem~raturJ
Holding temperature Transition temperature Hardenability Quenching hardening Toughness Stress True stress and strain Nominal stress and slmin Thennoscuing Thermoplastic Titanium Turning Plastic work Biaxiallension Martensile lransfonnation Ouclile-Io-briltle transilion Treatment Isothermic treatmenlS Thennomechanieal trealement Surface lrentmenl Wire drawing Embossing, raising Pipe,lube Turbine Soaking Low vacuum Speed Heating rate Cooling rate Glass Beam
de mantenimiento Temperatura de transición Templabilidad Temple Tenacidad Tensión Tensión y deformación reales Tensiones y deformaciones (ingenieriles) Tennocstable Termopláslico Titanio Torneado Trabajo plástico Tracción biaxial Transformación manensílica Trasición dúctil-frágil Tratamiento Tralamiemos isotérmicos Tratamientos Icrmomecánicos Tratamiento superficial Trefilado Troquelado Tubo Turbina Unifonnización de temperatura Vacío(bajo) Velocidad Velocidad de calentamiento Velocidad de enfriamiento Vidrio Viga Vinua Wolframio Zircón (silicato de zirconio) Zircona (óxido de zirconio) Zirconio Zona atacada Zona pláslic
Swari Tungsten Zircon Zirconia Zirconium A ffecled zone Plastic zonc Jacket
VOCItBUURlO
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Francés
Alemán
Tempéralure de séjour Tempéralure de transition Trempabilité Trempe Ténacité Contrainte Conlrainte et défonnation vraies Conlrainle el défonnalion nominales Thermoslable 1bennoplastique Titane Toumage Travail de défonnalion plastique Traction biaxiale Transfonnalion martensitique Transition ductile-fragile Traitement Traitements isolhermes Traitement thennomécamique Traitement superficiel Tréfilage Nervurage a la presse Tube Turbo-réacleurs Mantien isothennique (Bas) vide peussé Vitesse Vitesse de chauffage Vitesse de refroidissement Verre Poutre Copeaux, riblots Tungsténe Zirconite Zircone Zirconium Zone ataquée Zone plastifiée Frene
Solltemperalur Übergangstemperalur Hartbarkeit Hartung, Aushanung 'Zli.higkeit Spannung Anschulu.'~,<:pannung.AnschullL~fCll'JT\fulderung
Reellspannung und Reellfonnanderung Hilzebestandig Thennoplastisch litan Drehen Plastischarbeit Zweiachsigtraktion Martensitumwandlung Übergang duktil-sprOde Bearbeitung Behandlung (isothermische) Thennomechanische bearbeitung Oberflachenbehandlung Ziehen von draht, Drahuiehen Hohlpragen
RoM Turbine Durchwarmetemperatur Luftleerer Geschwindigkeit Anwarmunggeschwindigkeit Abkühlungsgeschwindigkeit Gl",
Bündel Metallspane Wolframit Zirkonit Zirkondioxyd Zirkon Angriffsbereich Plastischzone Schrumpfring
ANEXO 2 Cuestionario y problemas
CAPíTULO CERO J .-Justificar diferencia~ de comportamiento entre cerámicas y metales basándose en la naturaleza de su enlace.
2.-Señalar algunas diferencias significativas entre la elaboración del acero en una siderurgia integral y en una miniaceria, 3.-EI aluminio puede obtenerse. a panir de su óxido. por vía piromelnlúrgica. siendo necesari~ procesos electrolíticos'? ¿Por qué'?
4.-¿Por qut se emplea el aluminio para soldadura de carriles'? 5.-¿Pueden mejorarse las características mecánicas -bajas- del aluminio? Sc:ñalar algún procedimienlO pum ello. 6.-¿Por qué se utilizan cables de aluminio -con alma de acero- en líneas de tendido eléclrico1 7.-¿Es razonable roblonar chapas de aluminio con pernos de hierro" i. Ycon pernos de cobre? S.·Por su carácter biocida, ¿qué metal utilizarla, por ejemplo, en plataformas off-shore? 9.-Una chapa de zinc almacenada -apoyada en una pared- presenta, con el paso del tiempo, una forma alabeada. ¿A qué puede ser debido'! ¿Ocurrirla algo similar con otra de plomo? IO.•¿Cuáles son los materiales metálicos de producción y consumo superior al millón de toneJadas/año? II.-¿Por qué
00
suele emplearse el Magnesio como un material estructural?
12.-¿A qué se destina principalmente el Magnesio'! ¿Y el Estaño'! ¿Y la Plata'! ¿Y el Plomo? 13.-La energla libre de formación del A120~ es muy negativa .¿Como justificar que el Al presenle buena resistencia a la oxidación atmosfénca a la temperatura ambienle '! 14.-¿Emplearfa una placa de Wolframio como malerial refractario -a elevada temperatura· en atmósfera oxidante? ¿Lo utilizarla como blindaje térmico? l5.-¿Puede almacenarse, al aire libre. polvo de Zirconio? l6.-0rdenar de má.~ a menos -por su calidad radiactiva en la induslria nuclear-los Fe, Ni, Be, Al, Mg, Zr.
siguienle~ melales:
17.·Precauciones que debe lomar un operario en el manejo del Berilio, Itl.-¿A qué se debe la tenacidad de los sialones'! ¿Cómo puede evaluarse la resistencia al choque térmico de un cerámico y qué propiedades influyen preferentemente en este? 19.-¿A qué puede alribuirse la mayor fiabilidad de la fabricación en serie de Jos materiales metálicos comparada con la de los cerámicos? 20.-¿Puede hablarse propiamente de temperatura de solidificación en los materiales
poli~ricos?
21.-¿Utilil.3lÍa un material polimérico a 500'C?¿Emplearfa Jos polímeros a temperaturas criogénicas?
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CIENCIA E INGENJERIA. DE MATERIALES
¿Y un material compuesto de matriz polimérica? 22.-Las moléculas de los elastómeros, ¿son tridimensionales? ¿A qué se debe su peculiar comportamiento elástico?
23.-¿Qué interés preferente presentan los materiales compuestos de matriz metálica? 24.-¿Qué material compuesto supera en tonelaje la producción mundial de acero? ¿Qué ventajas e inconvenientes presenta respecto a este último? 25.-¿Hay polímeros inorgánicos que tengan aplicación industrial? 26.-A 300.()(X)K la materia se encuentra en estado de plasma.¿Como es posible lograr "plasma" para aplicaciones industriales, si no resulta factible por calentamiento alcanzar esas temperaturas? 27.-Los metales refractarios y las superaJeaciones lienen alta sección eficaz de capmra de neutrones ¿Son interesantes para reactores ténnicos? ¿Y para reactores rápidos? 28.-EI Zirconio se utiliza para vainas de elementos combustibles en reactores nucleares.¿Por qué suelen estar revestidos de otro metal o aleación? 29.-Señalar algunas características que hacen del Be un material interesante para la industria aeroespacial. 30.-Entre los denominados metales preciosos se considera habitualmente que su principal consumo es joyería .¿Es esto cierto? 31.-¿Por qué las cerámicas reforzadas por fibras de vidrio resultan más tenaces que las que carecen de dicho refuerzo? ¿En qué fundamento microestructural se basan las cerámicas tenaces de Zircona? 32.- En los polfmeros tennoplásticos las macromoléculas resultan practicamente microscópicas en longitud y atómicas en su sección transversa1.¿Puede explicarse con base en esta estructura su comportamiento termoplástico? 33.-La estructura macromolecular de los termoplásticos justifica en algunas condiciones su comportamiento elastomérico .¿En qué casos? 34.-Para los materiales compuestos de matriz cerámica. ¿Presentarían interés fibras de Al, Mg o Ti? Razónese la respuesta. 35.-Seilalar algunas caracteristicas significativas de los materiales de matriz grafftica reforzados con fibra de grafito 36.-Los metales se oxidan más fácilmente a alta o a bajatemperatura? Razónese 37 .-Uno de los procedimientos para obtener metales consiste en la descomposición de sus óxidos minerales. Si es asf, ¿Por qué se dice que en condiciones de servicio a altas temperaturas el Wolframio y Molibdeno apenas resisten a la oxidación? 38.- Requerimientos energéticos teóricos para la reducción directa del hierro hematites (Fe203) por el carbono (vid. diagrama de Ellingham, Fig. 0.2). 39.- Requerimientos energéticos para la obtención de hierro (acero) en horno eléctrico. 40.- Comparar los resuhados obtenidos en los ejercicios 38 y 39 con los reales consignados en el1ibro dc texto. 41.- Requerimientos energéticos teóricos para la obtención de una tonelada de aluminio. Compararlos con los reseilados en el libro de texto, tanto teóricos como reales. 42.- Demostrar que el aluminio no puede obtenerse electrolfticamente a partir de soluciones acuosas de alúmina, ya que la descomposición del agua y la evolución catódica de hidrógeno antecederían a
CUESTIONARIO
r PROBLEM,1S
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la deposición del Aluminio metal. DaIQS: Potenciales de oxidación en Tabla 0.2. Energía libre de fonnaci6n de los óxidos en Fig O.2.Número de Faraday. 96500 culombios/equivalente/gramo. 43.- Teniendo en cuenla el diagrama de EIlingham (Fig 0.2). romenllU" la posibilidad de obtención a1uminotfnnica del Cr metal a partir de la cromita CrlÜJ ' ae::tuando como reductor polvo de Aluminio. Dato.r. Calor latente de fusión del Cr '" 4.200 calImoI: calor específico del Cr 0,15 calf'C.g. Calor latenle de fusión para la alúmina (A,:!:O)p= 26lDJ cal/mol.: c.aIoc específICO 0,27 calf'C.g.
44.- Calcular la posibilidad de reducción del ó¡üdo de Cromo (Crf~)) por el C. a la lemperatUfll de 100J"C. ¿Cuál SClÍa en el equilibrio. la presión parcial de ro neccsana? ¿QJJ. consecuencias doducc? 45.- Deducir la posibilidad de obtención melalotérmica del Fe metal. a panir del ólIido de hierro FeO (wuslila), actuando como reductor polvo de Aluminio. Dalos:para el fe. calor latente de fusión '" 3600 caUmol; calor especifico 10.5 cal/K mol. Para la alúmina, AlZO) : calor latente de fusión 26000 caUmol; calor específico, 30,6 cal/K mol. 46.-l.Puedc obtenerse cobre metálico por oxidación del sulfuro cuproso, Cu~S ?Datos: A 1200"C, las energías libres estandar de las siguientes reacciones son (vid. diagrama de El1inghan, Fig. 0.2) 6G~f '" - [38 kJ/mol O 2, Formación del CU20, 6G~f '" - 251 kJ/mol O 2 , Formación del SO], CU2S + lh O 2 '" CU20 "'" 1/2 S2' 6G"=0 kJ. 47.- Teniendo en cuenta la energía libre standard de formación del ZrI (ver Fig 0.2) parece teóricamente posible la reducción directa de ese óltido con carbón. ¿Puede realizarse esa ~duccjón dirrcla? 48.- Calcular el coeficiente de dilatación de un polietileno amorfo y cristalino teniendo en cuenta que para el polietilcno amorfo:V e '" 1.04 cm)/g a la temperatura de IOO"C: y V '" 1,16cmJ/g a lOO"C: en tanto que para el polietileno cristalino: Ve'" O,970cm J/g a -IOO"C ~~I.OO5 cmJ/g a lOO-c. Con aJá! de c:sICJ!l lb marcriaIes identificaria el ¡rlienlcm de alta densidad. J ' la lt:SpICSU. 49.- Calcúlese el valor de x para que una atmósfera de 12.5'l;C~. resulte oxidante para el Níquel a 7SO "C.
x% de CO. y resto Nitrógeno.
SO.- Para cualquier metalla aptitud oxidante. neutra . o reduclora, de una mezcla de CO) • CO, H2 y H¡O a la temperatura TI-si los cuatrO gases están en equilibrio entre sí I TI - pueac determinarse la!'to en función. de la relación Peo : Peo-, existente en la mezcla de Jos cualfO gases como en fuoclón de la relaCión PH2 : PH:zO . Demuéslfese . 51.- En el caso del ejercicio anterior. ¿ podrla determinanc también la aptitud oxidante. neutra o reductora en funci6n de la relación volumétrica H2 : H20 ? Ocm~strese. 52.- Razónese sobre la posibilidad -o no- de emplear una atmósfera reducwra compuesta por H1 Y H20 para la reducción de óxidos melálicos tales que sus rectas de formación de óxidos estén por debajo de la recta correspondiente a 2 H2+ O 2 '" 2 H20 en el diagrama de El1ingham 53.- Calcular la relación volumétrica H2:H 20 para que esa atmósfera binaria resulte reductora a temperatura T para el Mo0 2 . Datos: para Mo+ Mo
0b'"
54.- Con base en el diagrama de Ellingham : a) determinar t.O"T en el equilibrio de Boudoir. C+C0 2 '" 2 CO. b) calcularen función de la temperatura T la relación que debe existirentte las presiones parciales PCQ y Peo, en una atmósfera binaria de estos dos gases cuando se alcanza el equilibrio. e) para ~Slón conaanle del sistelTUl . si se diluye la mezcla de CO y C02 por adición de un gas ¡naclivo variará esa relación? d) calcular el porcenlaje volumétrico de CO en el equilibrio de 8oudoir para presión tOlaI de I almósfera.
CAP/TUWI. 1.- Calcular el pan\melro de red del Cobre. La rigidez. S . del enlace del Cobre es 42 N/m. Calcular su
CIENCIA. E INGENIERIA DE MATERULES
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módulo de Young. E • Y la velocidad de propagación de las ondas longitudinales en dicho metal. DaIOS: densidad. 9 g/cm): Pe!lO atómico, 648. 2.- El Fe tiene UII peso atómico de 55'8·l1 g. Y su parámetro de red ·a la temperatura ambiente- es 2,86. Se pide: : a)Calcular su denstdad. b) Calcular el cambio de volumen asociado a la transformación alotrópica Fea ~ Fe¡. que liene lugar a 912"C. DalOs: aFeo..'" 2.898 Á; ¡Fe-, = 3.639 Á.: e) Evaluar. aproximadamente. el coeficiente de dilatación lineal del Fe(ll . 3.- Correlacionar propiedades con la lempcr:llura TE de solidificación. Y sci'lalar algunas propiedades diferentes entre los materiales metálicos y los cerámicos. con base en TE' 4.- ¿Cómo es posible que puedan cocxislir un glaciar y un arroyo de agu3 a la misma lemperalura? 5.- El plasma es un e.~tado de agregación de la maleria. ¿Pueden oblcnerse recubrimienlos cerámicos vftreos empleando "plasma'''' Razónese por qul!:. 6.- La tenacidad de los materiales cerámicos es notablemente inferior a la de los materiales metálicos. Basándose en la naturaleza del enlace atómico, razónese sobre esa diferencia de comportamiento entre uno y otro tipo de materiales; y justiffquese -para materiales cerámicos y metálicos-, la correlación entre módulo de Young y temperatura de fusión. 7.- AnaJogfas .y diferencias significativas- entre la estructura micrográfica de materiales metálicos, materiales cerámicos, vidrios y polímeros.
8.- C..lcular el parámetro de red del Aluminio. Evaluar su rigidez según una de las aristas de la celda elemental. Datos: densidoo, 2.669 g/cm): peso atómico, 26'981 g: módulo de Young 70 OPa. 9.- El Magnesio tiene estructura hexagonal compacta. peso atómico 24,305 y densidad 1,74 g/cm). Aplicando el modelo de esferas duras de Goldschmidt. a) calcular la fracción en volumen ocupada püf los álamos de magnesio: b) calcular sus parámelTOS de red. ¿Conoce alguna aleación en la que el Mg sea el principal aJeante?
10.- Precisar. de entre las siguientes propiedades ffstcas y mecánicas. las que son .u:n.sjbl~s a fa
~Jrruc
tura del material melálico -püf ejemplo el sistema cristalino. el tamaño de grano. ouos defectos de estructura. etc.· y las que son inJ('''$ibf~$ a la utructura: densidad. módulo de Young. conductividad el&;trica. limite elástico. dure1.a. resiliencia y resistencia a nuencia. Señalar aquc!:llas que. para un mismo material metálico. aumentan si el tamaño de grano disminuye.
11.· Relación entte temperatura de fusión.resistencia a nuencia y temperatura de recristali1.ación. 12.- La tecnología de la refrigeración o "tl!:cnica del frío" se basa en los calores latentes de vaporización y también en el hecho de que los lrquidos pueden hervir a distinta temperaturas según varíe la presión (asr por ejemplo el agua hierve a lOO"C a la presión de una atmósfera. pero hierve a 6O"C si la presión es de 0'2 almosferas). Dibújese un esquema con los elementos necesarios para fabricar un refrigerador.
CAP/TUW/I 1.- Compar..ndo entre si varios metales, ntzónese si hay correlación -o no- entre sus energías libres de superficie y las temperaturas de fusión.
2.- Calcular el valor del radio crítico de los núcleos en la solidificación OOrnogl!:nea de un metal puro. a temperatura TI' en función de su temperatura de fusión. TE' del calor latente de solidificaóón, y de la energía libre de superficie sólido--I)quido. Calcular. a dicha temperatura. el número de núcleos de radio crilico.
3.- En la solidifJCaCión de un metal puro. la variación de energía lit:« óO- para fonnar un sólido de radio criticar-. a la temperatura TI
CUESTIONARIO Y PROBLEMAS
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4._ Determinar el número mínimo de gérmenes nc:<:esanos p.arn que la variación lotal de e n e r g fa libre por solidificación de un melal. tr.G, resulle negaliva a una determinada lemperalUra TI de solidificación, si la nucleac:ión es homogénea. 5.- En la solidificación con nuclexión homogénea de un metal puro. cuyos átomos en fase liquida totalizan N. el número de gtrmenes"r a la temperatura TI resulla igual a N. e- óG K.T, i.Termodinámicamente no podría n,. ser mayor- o menor- que ese valor siempre que el número de gtrmene.~ fuera suficiente para que 6G
o,
6.- A una temperatura T r < TE la esfern de radio de cñtico ~ panl esa temper.1tura está formada por un determinado número de átomos de metal puro. Sobre un adecuado sopanc nucleante heterogéneo ese mismo número de átomos ocuparlan solamenle un casquete radio r*·(que resultaria cñtico para otra temper.1tura temperatura T x más alta que TI)' DelenninarT x en función de r*~ •. de LTE y de T t . 7.- Calcular la relación entre los radios r·'r" del ejercicio anlerior en función del ángulo de contacto del Hquido que moja al agenle nucleante heterogéneo. e~istente entre las energfas libres tr.G· y tr.G" - para formación de un núcleo homogéneo y heterogéneo. respectivamente· a una misma temperatura. Sabiendo que el número de génnenes para nucleación homogénea Il. la temperatura T I es nr , derminar el número de gérmenes a esa 1emperatura TI si la nucleación es helerogénea.
8.- La función f (O) del ejercicio anterior permite detenninar también la relación
9.- Al solidificar un metal puro con un subenfriamiemo. aTo razónese sobre la posibilidad -o imposibilidad- de poder obtener todo el metal solificado en un solo monocristal si la nocleación es homogénea. ¿Y si la nucleación es heterogénea'! 10.- La temperatura de fusión del aluminio es TE = 66O'C. Para poder solidificar un aluminio ultrapu. ro ha sido preciso alcanzar temperaturas inferiores a 475"<:, debido a la dificultad para formarse. por nucleación homogénea. núcleos de radio r1 que contengan más de 100 átomos. Por nuclea· ción heterogénea mediante agentes nucleantes. 100 álomos dañan núcleos heterogéneos cuyo radio es igual a 25 rl' ¿Cuál seria en ese caso la temperatura. a panir de la cual. podría solidificar el aluminio? 11.- Durante la solidificación de un metal puro resulta casi nula la probabilidad de obtener por nocle·
ación homogénea. a una temperatura TI < TE' un núcleo de más de 100 átomos. por lo que el subenfriamiento mínimo para nucleación homogénea de los metales puros, es aprollimad3mente igual a 0.2 TE.(siendo TE la temperatura de solidificación del met31 en grados Kelvin). E.c;os 100 átomos. en cambio. por nucleación heterogénea (bastaría un ángulo de contacto de 10" sobre el adecuado agente nucleante) darían un núcleo heterogéneo de radio de curvatUnl 18 veces mayor al del núcleo homogéneo. Determinar el enfriamiento mínimo necesario para posibilitar una nucleación heterogénea sobre aquel agente nucleante. 12.- Al procurar solidificar un melal a una detenninada temperatura TI < T 6' puede admitirse que ya desde el instante cero existen agrupaciones de átomos en esferas cuyo radio es menor o igual que el crítico r· para esa temperatura. ¿Tiene sentido hablar de velocidad de nuclcación'! Ra7.6nese, 13.- Los dendritos en crecimiento presentan superficies límites sólidollfquido que pueden ser casi pla· nas o. por el contrario. re
CIENCIA E INGENIERiA DE MA..TERIALES
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17.- La energfa libre de superficie sólido-Ifquido en el hierro es "fts:: 204 ergfcm 2, ¿En el caso del Aluminio. este valor será mayor, igualo menor? Razónese. 18.- ¿Es posible lograr metales o aleaciones vftreas? Razónese. ¿Hay diferencias entre la energía para ful"ldir un sólido cristalino y un vítreo? Razónese. 19.- Los metales son materiales policristalinos. ¿,Cómo es posible que existan en estado sólido metales vftreos? ¿Ventajas -e inconvenienles-
vS
:: 6 cm 3/mol
TE'" 1000 K L :: 3000 callmol YSL :: 200 erglcm 2 K
:: 1.38.1O- 16ergIK
23.- Calcular el subenfriamienlo necesario para la nucleación homogénea del nlquel.
DaIos:TE :: 1453'C; Vs :::6.6em3ltl.g: L::4320calfatg: YSL ::255~; K:: 1.38.1O- 16agIK.
24.- En un fundido de Níquel (vid. problema anterior) se introduce un agenle nucleante helerogéneo: los propios cristales de Níquel en proceso de solidificación. EsIOS forman un ángulo de contaelo de 3O"C con el liquido. Calcular el subenfriamienlo necesario para que se complele el proceso de solidificación. ¿Qué consecuencias se deducen? DalO: f(9) :: (2 + cos9X 1 - cos9)214 25.- La curvatura de un sólido influye en su lemperatura de fusión. ¿Cómo se verla afectada la temperatura de solidificación de panículas de Níquel de l cm de radio?: ¿y de I J.lm de radio?: ¿y de 0,01 J.lfTI? 26.· La energía interiacial de lasjunw de grano en el Cobre es de 500 erglcm 2. y la energía inleriacial cobre-bismuto. de 50 erglcm 2. ¿Mojarla el BismulO líquido al Cobre? Consecuencias.
CAP!TUWII/ 1.- El Cobre funde a I083"C y el bismuto a 272"C: ambos son totalmente insolubles entre sí y no presen(an ningún tilX' de afinidad en estado sólido. Dibujar el diagrama de equilibrio Cu-Bi • y la estructura micrográfica de la aleación Cu-IO% Bi. definiendo el constituyente matriz y dispet>O. ¿Un cobre comercial .con trazas de Bismuto, presentará dificultades para su confonnndo en caliente? 2.- En el sistema As-Oa, el compuesto intermetálico AsOa (50150) funde a la temperatura máxima del diagrama de equilibrio As-Oa: I238OC. ¿Por qué la aleación 4O%As·6O%Oa funde parcialmente a 30 "C ? 3.- En el caso de dos metales insolubles enm: sí en estado sólido. ¿puede asegurarse que el constituyente matriz es siempre el de menor punto de fusión? 4.- Cuproníquel. Constaman y Monellienen contenidos en níquel del 25. 50 y 75% en peso respectivamente. A partir de un fundido. ¿cuál seria el orden de sus lemperaturas de principio de solidificación. TL- respectivamente? 5.- En la aleación SO%Cu - 5O%Ni. calcular a la temperalura de 1300 a) las composiciones de las fases líquida y sólida en equilibrio: b) las proporciones ponderales de ambas. Rehacer el clilculp para las aleaciones 75%Cu-25%Ni. 25%Cu-75%Ni.
ec_
CUESTIONARlO Y PROBLEMAS
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6.- Para la solidificación de equilibrio de una solución sólida, ¿basta que el Hquido tenga. a cada temperatura, composición química unifonne en todos sus puntos? 7.- En un fundido de Cobre puro. se introduce un objeto de Níquel puro. ¿Comenzará a fundir dicho objeto a la temperatura de I32O"C? ¿Cuál llegaría a ser la composición del líquido a esa temperatura? ¿Se verra afectada, de algún modo. la composición de ese objeto de Níquel? 8.- Cobre y Oro fonnan solución sólida tmal. ¿Cómo podría distinguirse un objeto de Oro puro de otro elaborndo con Tumbaga (solución sólida de Cobre y plala en el Oro)? 9.- Un Oro de 75% en peso, ¿cúantos quilates tendrá? 10.- Tomando como ejemplo metales del sistema cúbico, demostrar que las soluciones sólidas de inserción nunca son de solubilidad total. 11.- Posibilidades de inserción octaédrica del carbono en el Fea yen el Fey. Compararla con la teórica. ¿En cuál de los dos resulta más soluble? Datos: rc =O,77Á ;aFea = 2.86 Á :aFe =3,64 Á 1
12.- Dibujar, después del oportuno razonamiento, el diagrama de equilibrio, con Hneas de tramformación, de un sistema formado por dos metales: insolubles en estado sólido, que forma eutéclica para una composición AxB y, Ytales que uno de los metales presenta una transformación alotrópica a una temperatura. TA' inferior a la eutéctica. 13.- Razonar por qué la solubilidad del Zn en el Cu es limitada. ¿Cuál es, aprOllÍmadamente, la solubilidad del Zinc en el Cobre a la lem~ralUra ambiente? Parámetro de red del Cobre, 3,6153 Á; parámetros de red del Zinc: a = 2.664 Á ; c=4,945 Á 14.- Citar un sistema metálico binario A-B en el que, para igua1.red cristalina diametro, valencia y caracter electroquímico, no resulten completamente solubles en estado sólido. 15.- ¿Por qué elementos de pequeño radio atómico -H, O. N, C- pueden resultar solubles en el Ti-a? Consecuencias. Problema A
Véase en el libro el sistema Cu-Ni. Ambos metales son completamente miscibles en estado lrquido y en estado sólido. Se obtiene, por un procedimiento conveniente. un pequeilo lingote de dicha aleación de 10 cm de longitud, y cuya concentración en peso, varia lfnealmente desde el Cu puro en un extremo al N(quel puro en el otro. El lingote se coloca en una navecilla de sus mismas dimensiones y se introduce el conjunto en un horno caliente: el lingote adquiere "instantáneamente" una temperatura comprendida entre las de fusión del NI puro y del Cu puro. En una "fracción de sea;undo", una longitud í! del lingote se vuelve lfquida, una longitud h contiene proporciones variables de Ifquido y de sólido de un punto al otro; finalmente, un tercer segmento de longitud.l;. es sólido. Pasado un cierto tiempo, se observa una homogeneización completa del1íquido en las zonas il y 12, debIdo a la gran capacidad de difusión de los átomos, de modo que la concentración del Hquido tiende hacia un determinado valor de equilibrio. Esto puede ocasionar una migración de la fron· tera entre 12 Y !Oo. Suponiendo que la difUSIón de átomos en estado sólido es mucho más lenta. admitimos: - que la homogeneización es nula a gran distancia en la zona.l;., aunque el sólido en contacto con
CIENCIA E INGENJI::RIA DE MATERIALES
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el líquido tienue. en una lOna muy delgada. hacia una concenlraciÓII de equilibrio. - qllC. por el contrario. los pequcilos cristales sólidos. en suspensión en ellrquido de lo zona 12. han homogeneizado su comJXlsición. Al cabo de muchas horas. el SÓlido de la zona k' si es que queda alguno, ha homogeneizado por completo su concentración por difusión en eslado sólido. Ello ocasiona una nueva migración de la frontera de la zona.l:. alcanzándose en definitiva un equilibrio final, caracterizado por la existencia de una o "arias fases de concentntciones perfectamente detenninadas. Se pide: [0.
Explicar los fenómenos qUl: tienen lugar en el transcurso del mantenimiento prolongado dellingote a: la Icmperatur¡¡ de 1.400'. de 1.)()()". de 1.200'
2"- LongilUdcs de las zonas ~ 12 y lO, al cabo de una "fracción de seiundo". 3°· Descripción de los fenómenos producidos al cabo de alQunos minutos (posible desplazamiemo de la fromera l;;, concentradones límites, proporción de fases en presencia). 4°· DescripciÓfl de los fenómenos acaecidos al cabo de aleunas borJS (migración de frontera en la zona l;;. concemración y proJXlrción de fases en el equilibrio final). 5°_ Indicar la temperatura de ensayo el para la cual el equilibrio final. al cabo de varias horas. correspondería a un líquido saturado en níquel. sin trazas de sólido. 6°· Indicar la lemperaturJ de ensayo 9 2 para la cual el equilibrio final. al cabo de varias horas. corres· JXlnderia a un sólido saturado en cobre sin trazas de líquido.
-r. Indicar la temperatura de ensayo 9) para la cual.
la fromera de la zona l;; no se desplaza durante la homogeneizaciÓfl. una "ez pasados algunos minutos.
CAP!ruw/v 1.- Para un detenninado diagrama de equilibrio. ¿resultarían válidas las líneas de transformación de dicho diagrama p;¡ra una presión de 100 atmósferas? 2.- En una aleación eutéctica del sistema binario AB. la comJXlsición de las tres fases en equilibrio a I;¡ tempemtura eutéctica son: a = 15%8: L = 75%8: p = 95%B. Se pane de la aleación 5O%A·5O%B. Si su solidificaciÓfl ha tenido lugar en condiciones de equilibrio y no presen13n transformaciones en eslado sólido. calcular, a una lemperatura ligeramente inferiO( a la eutéclica: - las proporeiones de fase primaria y de eutéclica (a + l)) • las proporciones totales de a y ~. 3.· Dibujar el diagrama eutél:til:O siguiente: A funde a lOOOOC: B a 700"C; la aleación 25%8 solidifica por completo a 500'C y. en condiciones de equilibrio. contiene 73.3% de fase primaria y 26,7% de l-onslituyente cutéctico (a + l)l. La aleación 50%8. a la misma temperatura. contiene 40% de fase primaria y 60% de mezcla eutéctiea (a + 13). existiendo un tQ(al de 50% de fase a. Nota: Las líneas s6lidus y Ifquidus del diagrJma pueden suponerse recias. 4.· Para poder detenninar en el sistema binario Pb·Sn. por el método de Tamann. la composición de la aleación eutéctica. y las de las disoluciones sólidas limite: ¿cuántas aleaciones de composición química diferente es preciso emplear? Razónese. 5.- El sistema Al-Si presenta un diagrama de equilibrio con solidificación eutfctica. La comJXlsición 1,5% Si: p = 100% de I¡¡s tres f¡¡ses en equilibrio. ¡¡ la temperatura eutéctica son: L 12% Si: a Si. En la aleación AI·11 % Si se pide: .Dibujar aproximadamente la curva de enfri¡uniento de dicha aleación a partir del estado líquido. ·Calcular. a una lemperntura liger.tmenle inferior a la eUléclica, las proJXlrdones de consli·
=
=
CUESTIONARIO Y PROBLEMAS
645
tuyentes matriz y disperso. así como las proporciones totales de fases a y p presentes. -¡,Qué ventajas presenta la aleación eutéctka? ¿Por qué el Silicio aparece preferentemente en forma de agujas? ¿Puede modificarse su estructura para hacerla más tenaz? -Citar algunas aplicaciones. 6.- Comentar las ra7.ones por las cuales. destle el punto de vista de aptitud para el moldeo. resultan más (o menos) favorables las fundiciones grises que las aleaciones de Aluminio. Justificar los motivos por los cuales -atendiendo a aquella misma óptica- suele emplearse "siluminiu modificado" para el moldeo de piezas ligeras, 7,- En el diagrama binario Cu-O se presenta a 1066"C una eutéctica para 0.39% de ollÍgeno (constituída por solución sólida de 0.0035% de Oxígeno en cobre y CU20): -¿Puede saberse por observación al microscopio óptico si un Cobre tiene más de 0,005% de Oxígeno? Razónese. -Justificar por qué los cobres de más de O, I5% de Oxígeno no son clasificados como cobres TPC (o "de condición tenaz"), -Razónese por qué los cobres no exentos de Oxígeno, aunque sean de condición tenaz. no pueden utili,wrse en atmósferas reductoras enérgicas. 8,- En el sistema Cu-Sn (el Cu funde a 1083"C y el Sn a 232"C) se presenta un punto peritéctico por reacción de líquido y de sólido a (solución sólida de Sn en Cu) a 798"C; siendo 25,5% Sn la composición del líquido. 13,S% Sn la del sólido a y 22% Sn la del sólido 13 formado. Si la solidificación fuera más rápida que la correspondiente al diagrama de equilibrio-v.gr. solidificación por colada continua- ¿se obtendría igual cantidad de sólido p que en la solidificación lenta? ¿Por qué? ¿Por qué se dice que una reacción peritéctica l;orresponde a un "falso equilibrio"? 9,- El Pb Yel Zn son prácticamente insolubles entre sí en estado sólido. Su diagrama de equilibrio. PbZn. presenta como particularidad una reacción monotéctica y otra reacción eutéctica. La primera se presenta a 418"C para 0.9% Pb: la reacción eutéctica es a 318"C, cuando el líquido tiene 99% Pb. Las temperatllras de fusión del Pb y del Zn son respectivamente 327"C y 420'C. Se pide: - Dibujar la forma aproximada del diagrama Pb-Zn. - Comentar las posibilidades de afino que sugiera el citado diagrama, 10.- En el sistema binario Cu-Pb. a 955"C, para 36% en peso de Pb, tiene lugar una reacción monotéctica con formación Cu y líquido de 87% en peso de Pb. ¿Por qué -o por qué no- pueden obtenerse cuproplomos de 50% en peso de Plomo? 11- El agua líquida suele contener aire disuelto. Para un contenido de 0.0038% de aire en disolución solidifica a -0,0024 "C: dando una eutéctica de hielo y de aire liberado entre los dendritos: por ese motivo los cubos de hielo obtenidos por congelación estática presentan un aspecto translúcido. Sugerir algún diseno que permita lograr cubos de hielo perfectamente transparentes. 12.- Es posible que después de solificar plenamente una aleación se Iicúe parcialmente al descender la temperatura? En caso afirmativo citar algún ejemplo. 13.- La aleación 50% Na - 50% Zn, ¿es uniforme. una vez solidificada, en todos sus puntos? 14.~
Las aleaciones Nicrom. en presencia de Azufre, funden por encima de 635"C. ¿Cuál es el motivo de este mal comportamiento en servicio?
15.- UlS aceros de fácil maquinabilidad requieren especiales precauciones en la solidificación de sus lingotes así como grandes despuntes. ¿Podría explicar los motivos? 16.- Dos metales A y B, ¿pueden dar lugar, en su diagrama de solidificación. a varias eutécticas de composición diferente? Citar algún ejemplo 17.- La estructura primaria de solidificación de los latones 60/40 es P: pero. durante el enfriamiento hasta la temperatura ambiente, la estructura evoluciona. Comentar la estructura micrográfica que presentan estos latones a la temperatura ambiente. 18.- Para
sistema.~
binarios, indicar todas las posibles reacciones invariantes que puedan presentarse
CIENCIA. E INGENIERIA.. DE MA..TERIALES
646 durante la solidificación. Y su denominación.
19.- El tiempo transcurrido'3 tcmperalUra constante- para la lotal solidificación de un peso PI_ de fundición gris eutl!:ctica binaria. en condiciones de equilibrio, ha resultado ser t l' Una can-
tidad en peso. PI' de otra fundición gris hipoeuttctica binaria, tardó en finalizar la solidificación, 11 la temperatura eUléctica. en condiciones de equilibrio, 0,6 t l' Se pide determinar el contenido en carbono de esa fundición hipocutéctica; y proporción en peso del grafito euteetoíde.
20.- ¿A qué se denominan eUIéc1icas anormales? Citar algunos ejemplos y aplicaciones. 21.- El sistema Zn-AI. Composkión y aplicaciones de las aleaciones Zamak.
CAP/ruw V 1.- Enumerar algunos factores que contribuyen a dar estructuras columnares profundas en la solidificación. 2.- ¿Por qué se prefiere que los álabes de turbina sean monocristalinos? 3.- Relacionar el intervalo de temperatura de solidifICación de una aleación y su aptitud para el moldeo. 4.- ¿Por qué las burbujas de una copa de champán se desprenden de las paredes de la copa y no del centro de la misma? 5.- Calcular la presión de gas necesaria para que se fonne. cerca de la superficie. una burbuja de_HZ de I ~m de diámetro. Presión e;l;tema: 1 atmósfera. Tensión superficiallfquido.gas. Yt.G :::: 840 erglcm 2. 6.- Factores que influyen en la formación de una piel pura más ancha en aceros efervescentes. 7.· ¿Cómo evitar uniones frias en los lingotes? ¿Qué precauciones conviene tomar? 8.· Factores que influyen en la buena obtención de piezas moldeadas en Aluminio. 9.- Los aceros inoxidables ferriticos con 17% Cr. en estado de moldeo. ¿presentan más. o menos. estructura columnar que piezas de igual tamaño de acero moldeado. no aleado de 0.1 % C? ¿Puede hacerse desaparecer la estnlctun. columnar de uno y Ol!O acero por tnltamienlO térmico? Razonar las respuestas. 10.· Factores para que el rechupe sea plano y horizontal en las lingOleras. 11.· ¿Por qué las mazarotas ciegas suelen tener formas esféricas? 12.- La colada por sifón, ¿da rechupes más o menos profundos que la colada por gravedad? 13.· Morfologfa de lingotes de acero con diferentes grados de desoxidación. 14.· ¿Por qué no se calman con desoxidantes los aceros de muy bajo contenido en carbono? 15.- ¿Por qué la efervescencia -a modo de ·'hervido"· no se produce instanúneamente al llenar la lingotera con el acero líquido? 16.- ¿Por qué conviene evitar el desmoldeo precoz de las piezas, es decir antes de que la solidificación haya sido total? 17.- ¿Se sigue utilizando el moldeo a la cera perdida en la industria avanzada? 18.- Entre las posibles aleaciones del sistema AI-Cu, indicar el contenido en Cobre máximo para aleaciones forjables. justificando las razones microestructurales que aconsejan esa aleación.
CUESTIONARlO Y PROBLEMAS
647
19.-1ntluencia -sobre la estructura y propiedades de aleaciones- del procesado de aleaciones conocido por Thixoca~ting. 20.- Ventajas que. para una composición que compone un intervalo de solidificación desfavorable. se derivan de las modalidades MSquec.U C&Sting" y "Rheocasting". 21. Para valorar la influencia de la presión sobre la lemperatura de solidifICaCión de un metal, calculese a modo de ejemplo. por aplicación de la ley de Oasius-CIapeyron. tomando datos de las Tablas 1.12 y VA, la temperatura de solidificación del Cobre cuando se cuela bajo una presión de 100 MPa.
22.- Enumerar algunos factores que conlribuyen a dar estructuras columnares profundas en la solidificación.
23.- Detenninado metal puro, solidificado en molde metálico, presenta una cierta cantidad de microrrechupes. Solidificado en molde de arena, ¿presentará menor, igual, o mayor cantidad de microrrechupes? Razónese.
24.- La colabilidad de una aleación podría mejorarse elevando su temperatura de colada; pero esa práctica no resulta recomendable. ¿Por qu~? Tampoco es conveniente forzar el enfriamiento de una aleación para provocar-si el sistema lo pennite-la aparición de una eut6clica de inequilibrio y mejorar de ese modo la colabilidad. ¿Porqué?
CAP/TUW VI 1.- ¿Por qué la "solidificación progresiva- de una solución SÓlida no es de equilibrio, aunque en la
inlereara de solidificación se mantenga siempre constante el coeficiente de reparto?
2.- Agitando el liquido de una solución SÓlida fundida. ¿la segregación principal será mayor. igualo menor que en el caso de una solidificación en reposo? 3.- Para iguak1ad de Iamaños de lingote, ¡,la segregación a escala macroscópica en un acero calmado es más acusada. igualo menor. que en un acero efervescenle? Razónese. 4.- Calcular la segregación macroscópica -o perfil de concentraeiones- en la "solidificación progresiva" de una solución sólida binaria de coeficienle de reparto K < l. 5.- Detenninado metal puro, solidificado en un molde metálico. presenta un cierto espesor de estructura columnar o basállica. Una aleación binaria de este metal con olro con el que forma solución sólida de coeficienle de reparto K < l. ¿presentará mayor. igual o menor espesor de estructura columnar? Razónese la respuesta.
6.- Una aleación correspondiente a una solución sólida. ha sido moldeada en una IingOlera cilíndrica de gran altura. El enfriamiento es tan lento que pennile. a cada lemperalura una perfecla uniformi· dad en composición qurmica dellfquido. ¿Habrá segregación radial? Razónese la respuesta. 7.- "EI peligro de mover los lingotes durante la solidificación de un acero, se traduce en que aumenta (disminuye) la segregación. Ello plantea problemas posteriormenle (o mejora, o es indiferente) durante el proceso de laminación". Señalar cuáles -y por gu~- son las afinnaciones válidas del párrafo enuecomillado. 8.- Comentar los resultados que. para la segregación dendrítica y otras caracteríslicas. se derivan de una solidificación ''rápida no vílrea··. 9.- ¿Puede corregirse la segregación mayor de una aleación por un recocido de homogeneización? 10.- La aleación AI-4%Cu solidificada en condiciones de equilibrio está conslitufda por granos de solución sólida a. Solidificada más rápidamente ha dado lugar a un constiluyenle matriz eutéclico de no equilibrio. ¡,Cómo debería efecluarst el recocido de homogeneización? 11.- Admít.ase que el coeficiente de repano en el diagrama de solubilidad Cu-Zn es 0,83; y 0,25 en el
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CIENCIA E lNGENIERiA DE MATERIALES
Cu-So. Comparando dos piezas iguales con 95% de cobre, obtenidas por moldeo, una de latón binario a. y olra de bronce binario 13. ¿cn cuál de las dos resultará mayor su índice de segregación global? 12.- Relación entre el suocnfriamiento constitucional y la estructura columnar.
[3.- Enumerar algunos faclores que incrementan la segregación radial centrípeta y justificar la corre· lación entre esos faclores y la macrosegregación global. 14.- Para fabricar un lote de piezas de latón por moldeo (por solidificación) se duda entre elegir una aleación de composición SO%Cu-20%Zn o bien otra de 67%Cu-33%Zn de menor intervalo de solidificación. ¿Cuál de ellas .y por qué- elegiría para obtener piezas: con menor segregación dendrítica. con mayor compacidad. con menor segregación radial? 15.- En un catálogo rdativo a la aleación AI-4%Mg se senala 10 siguiente: "en ciertos casos la estructura en bruto de solidificación puede llegar a presentar eutéctica". a) Razónese si se tmta, o nu. de un elTOr tipográl1cu: b) recocido de homogeneización adecuado para la aleación citada. 16.- El coeficiente de reparto del carbono respecto al hierro es 0.36 y el del cromo 0,85. Al solidificar un lingote de acero de composición promedia 0.53% C y 1% Cr, ¿Cuál de los dos elementos producid un índice de segregación global más alto '! 17.- Un lingote de una aleación A-I %8. de 2000 mm de longitud. solidifica siguiendo el modelo de solidificación por zonas. Calcular la concentración de soluto a las distancias de 100 y 1000 mm del extremo que solidifica en primer lugar.en los supuestos a) K == 0,1: h) K == 0,01. ¿Qué consecuencias se deducen de la comparación de ambos valores de K? Anchura de la intercara estacionaria. a == 10 mm.
18.- Calcular la banda de concentración que aparece en un sólido (cantidad de soluto acumulado) -soli-
dificado unidireccionalmente- cuando se varía la velocidad de solidificación de 2. I0- 3 cm/s a 17.10-3 cm/s. La :lleación en proceso de solidificación contiene un 20% de soluto. D:ltos: K == 0.85 : D == 5.1 O·~ cm 2/s.
19.- Un lingote de 10 Tm de acero con 0.30% C. tienc un índice de segregación positiva en carbono del 13%; y un índice de segregación negativa del 30%. Indicar los contenidos máximo y mínimo de C en el lingote: y la probable localización de estos puntus en la sección longitudin:ll del mismo. 20.- Un acero con 0,4% C y 2% Ni -en estado bruto de colada- tiene un tamaño de grano de 500 !lm. Calcular el tiempo necesario para que. en un tratamiento térmico de homogeneización. reali;o:ado a 1200"C. se produzca la eliminación de la segregación dendrítica. Datos: para el carbono D == 2.10- 6 cm 2/s: para el Níquel D == 7.10- 11 cm 2/s. Analizar la viabilidad de dicho tratamiento. ¿Cómo se modificaría el resultado si la estructura de solidifical:ión tuviese un tamano de grano de 20 11m? Problema A
Se pretende eliminar la segregación menor de una estructura de solidificación -con un tamano medio de grano 100 !lm· efectuando un recocido de homogeneización. 10 _ Calcular el tiempo de tratamiento si el coeficiente de difusión del elemento -soluto- segregado es D == 10.9 cm 2/s. ¿Parece este tratamiento viable? 2°_ Si el lingote se reduce por forja a 1/10 del espesor inicial. calcular el tiempo de homogeneización. ¿Constituye la forja en caliente el tratamiento adecuado para eliminar la segregación directa -mayor y menor- de las estructuras de moldeo? 3°· ¿Qué precaución debería arbitrarse en el tratamiento de homogeneización de aquellas aleaeiones que. por solidificación de no equilibrio, presenten un constituyente matriz eutéctico? ¿ü si. por soli-
CUESTIONARIO Y PROBLEMAS
649
dificación de no equilibrio, ta aleación resultase monofásica" f'rob/ema 8
1°_ Las líneas de sólidus y Ifquidus de una aleación binaria A-IO%B son rectas tales quc C L = 2C s (C s y C L son las concentraciones de las fases sólida y líquida en equilibrio a cada temperatura). Suponiendo que, durante el proceso de solidificación de la aleación. el líquido pennanece de composición homogénea en todos sus puntos. como en la Fig.VI.l. y que la difusión en ~lado sólido es despreciable. se pide demoslrar que: .Lo (M-MS): f.C
M
L
dCl
Co Cl-Cs
siendo: M : masa tOlal de aleación Ms : masa solidificada a la temperaturn T C L : concenlración fTl("dia del líquido Cs : concentración de la masa. dM s . de sólido fonnada en equilibrio con el líquido de composición CL' 2°_ Si el diagrama presenta la solidificación invariante eutéctica: Uquido (50%B)=>0 (25%8) + ~ (75%8) a la temperatura de 500'C. se pide determinar la temperatura final de solidificación de la aleación A-IO%8 en condiciones de no equilibrio. Y la microestroctura de la aleación en estado bruto de moldeo. senalando cuáles son sus constituyentes matriz y dispcn;o. Compamrla con la eslructura obtenida por solidificación de equilibrio. Dato: Temperatura de fusión de A: I()()(J'C. )0_
De1:enninar el fndice de microsegregación global que presentarla la aleación. Reseñar las precauciones que deberfan tomarse si la aleación po5tefiormente se somete a un recocido de homogeneiZólción.
4°_ De las aleaciones A·10%8. A-25%B. A-50%8, razonar en qué orden serian proclives a los defec-
tos de Illicro~egregación, macrosegregación, rechupe y microrrechupe respectivamente. Compárese, análogamente, su aptitud para el moldeo (eolabilidad y compacidad). Pmbll'ma
e
1.- Modelo de solidificación progresiva orientada: cákulo del perfil de concentración de soluto en función de la dislancia solidificada. 2.- Tomando como referencia el apartado anterior - y sieooo fl la fracción de líquido 1'10 solidificado, C o la concentración media en SOlulO de la aleación, C L la concentración instantánea de soluto en el líquido, y K el coeficienle de reparto- deducir la ecuación de Scheil:
,
fL
(
~: )~
3. Basándose en las Figs. VI.25 (sistema AI-Cu), VI.27 (sistema Cu-Sn) y en la ecuación de Scheil. calcular los constituyentes de no equilibrio que pueden aparecer en las aleaciones AI4%C\t y Cu·IO%Sn.
cAPíruuJ VII 1.- ¿Puede afinarse e1lamaño de grano de un cuproníquel simplemente por tratamiento térmico? ¿Yen el caso del Tilanio?
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CIENCIA E INGEN1ERIA DE MATERJAl..ES
2.- ¿Un duraluminio madurado sería efectivo para temperaturas en servicio superiores a 25O"C? 3.- ¿Por qué resulta peligrosa la }ltilización de Estaño en climas frios? ¿Estañaría recipientes de fuel para ser almacenados en el Artico? Cambio de volumen asociado a la transformación alotrópica del Estaño blanco en Estaño gris. Datos: Estaño blanco. a = 5,8311 Á , e = 3.1817 Á; estai'io gris. a = 6,47Á. 4.- La aleación Cu-2%Be puede endurecerse por deformación en frío hasta 450 MPa. ¿Qué tratamiento térmico puede emplearse para lograr una carga de rotura tres veces superior? 5.- Por tratamiento térmico puede afinarse el grano de una aleación ligera. Razónese. 6.- En algunas aleaciones binarias de base Cobre -por ejemplo, Ialones, bronces y cuproaluminiossu composición viene limitada por la proporción ellistente, a temperatura ambiente, del compuesto intermetálico de Hume-Rothery, de relación 21113. Sabiendo que este compuesto tiene de fórmula, respectivamente, Cu~Zn, (a), CU31Sny (B), CuqAl z ('(2)' indicar los valores de lI. y,
,.
7.- Basándose en la microestructura de los latones (a
+13 ), justifíquese por qué suelen denominar-
se latones de fácil mecanizado (latones para tornillería).
8.- Con base en las transformaciones que se producen durante el enfriamiento, comentar la incidencia que, sobre la dureza del material. tiene el desmoldeo precoz de piezas fundidas de bronce y de cuproaluminio bifásicos. 9.- Durante el tratamiento térmico de una aleación AI-4%Cu, ésta puede resultar "quemada". ¿En qué consiste el "quemado"? ¿En qué caracteristícas mecánicas se manifiesta? Dibujar, aproximadamente. la estructura micrográfica "quemada" de esta aleación. 10.- Entre las posibles aleaciones del sistema Al-Mg indicar el contenido de Magnesio más ventajoso para aleaciones forjables, juslificando las razones microestructurales que aconsejan esa elección. 11.- ¿Por qué los cuproaluminios industriales contienen menos del 12% en peso de aluminio? (Peso atómico del cobre 63,55; peso atómico del aluminio 26,98). Razónese.
12.- Para lograr la transformación martensítica en un cuproaluminio, Cu-I 0% Al, ¿es preciso templario en agua? 13.- ¿Por qué los bronces forjables no contienen más del 8% de estailo? 14.- Propiedades de la aleación de moldeo Cu-15% Sn en función de la velocidad de solidificación. 15.- La forja en caliente de los latones (a +l3 ) suele llevarse a cabo entre 620-68O"C. Inconvenientes que presenta un aumento o disminución de temperatura con respecto a dicho intervalo. 16.- ¿Por qué los latones con más del 50% de Zinc se utilizan como metal de aportación y no como elemento resistente? 17.- ¿A qué se denomina parámetro de larga distancia en una transformación orden-desorden? 18.- Los bronces tienen un coeficiente de reparto CS:C L menor que los latones. Moldeadas dos piezas iguales -una en bronce y otra en latón- ambas presenla segregación principal. ¿En cuál de ellas será mayor la segregación global? 19.- Dos metales A y B -ninguno de los cuales presenta transformaciones alotrópicas- fonnan solución sólida total. ¡,Puede, por tratamiento térmico, afinarse el grano de una aleación A-B? 20.- Por tratamiento térmico, ¿puede afinarse el grano de un acero de composición 0,003% C, 18% Cr, 8% Ni?
CUESTIONA.RIO y PROBLEMAS
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CAPITULO VIII Problema A
Sean:
C pE C l" C Pe P C'e Cv CT FPe Fe
cementita primaria (o proeutéctica) cementita eutéctica cementita secundaria (o proeutectoide) perlita cementita eutectoide (o que forma parte de la perlita) .. cementita terciaria o vermicular cementita total Ferrita proeutectoide Ferrita eutectoide
Se pide: lQ~
2Q, Determinar los porcentajes en peso de estos valores en una aleación férrea. binaria. de 3,5% de Carbono.
3Q- Curva de solidificación y enfriamiento de equilibrio (T.t) de una aleación 0,45% de Carbono, hasta la temperatura ambiente, señalando sobre dicha curva las temperaturas en que se rompe el equilibrio, y las fases presentes a esa.~ temperalUras. 4°- Después de un nonnalizado, la estructura de ese acero de 0,45% de Carbono, resultó ser 100% perlítica. Determinar el porcentaje de ferrita que tiene esa perlita diluída. 5°- Comparando el acero de 0,45% C con la aleación del apartado 1° y 2° -de 3,5%C- seíialar, razo, nadamente, cuál de estas dos aleaciones es más propensa al agrietamiento por temple en agua. 6°- Comparando dos piezas iguales de aceros de 0,45% C ,uno aleado y otro no- indicar, razonándolo, cuál de las dos presentará más austenita residual tms temple en aceite. 7°- ¿Cuál es la temperatura límite, más alta, a la que puede efectuarse un revenido del acero no aleado de 0,45% de Carbono? 8°, Justificar por qué - o por qué no- es necesario austenizar un acero, V. Gr. de 0.1 % C, si se desea incrementar periféricamente su contenido en Carbono mediante una adecuada atmósfera carburan
9"- Contenido máximo de carbono que ¡xxlria llegar a alcanzar la austenita a 93O'C en esa atmósfera carburante. Problema B
1°- Después de pulir una probeta del acero binario A y otra del acero binario S (las cuales previamente han sido recocidas de tal modo que sus estruclUras concuerdan con las del diagrama metaestable Fe-C), se atacan con nital para su observación me!alográfica; examinadas al microscopio, se pone de manifiesto que la fracción de superficie blanca es igual en ambas muestras. Como complemento se detennina con un dUTÓmetro la dureza de la zona o constituyente blanco del acero B, que resulta ser muy superior a la dureza de la zona blanca de A. Admitiendo que la densidad del constituyente blanco del acero A sea igual a la densidad del constituyente blanco del acero S, deducir los porcentajes en carbono de los aceros A y B. 2°- Dibujar. precisando sus distintos puntos en temperatura y composiciones, el diagrama metaestable Fe-C; y (basándose en él) deducir la estructura primaria de solidificación de los aceros A y S. Razonar si la estructura columnar será más o menos acusada en estos aceros A y S, que en el caso del Fe puro. 3°_ Señalar las diferencias entre el acero A y el acero B: en cuanto a su temperatura de temple, y en cuanto al riesgo de agrietamiento en el temple,
CIENCIA. E INGENIERiA, DE MATERIALES
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4°, Supongamos que el acero A tuviera 10% en peso de ferrita procUICCloide. Precisar los valores de los puntos criticos Al' A2. A3. t\:m en ambos aceros A y B. 5°, Tipos de recocido -y criterios para su empleo- en el caso del acero A y en el caso delllCCro B. 6°_ Diferencias entre la estructura de normalizado del acero A y la de olro acero. también en estado normalizado. pero que con idéntico carbono al del acero A tenga además 1,2% Mo. 7°_ ¿Es susceptible de ser cementado el acero A? Pmble"Ul
e
l°· Determinar las lempemturas de inicio y linal de solidificaciÓn de un acero binario cuyo cOnlenido en carbono es de 0.30% en peso.
2"'- Continuando un enfriamiento al aire hasta la temperatura ambiente. del acero del apartado anterior.
y admitiendo que la ferrita y la perlita tengan respectivamente 295 N/mm 2 y 790 N/mm 2 de carga de rotura. determinar la carga de rotura de e.~te acero.
3°· Dos aceros lienen igual contenido en Carbono. uno aleado y OIro no. Dibujar esquemálicamenle. en una misma figura de ejes coordenados HRc-9.la curvas de revenido de uno y OIro acero. E indicar alguna conclusión práclica que puede deducirse de la comparación entre ambas curvas. 4°. ¿Al aumenlar el di~melro de un cilindro de acero para lemple, varia su templabilidad? ¿Cómo varia el diámelro crilico real al 50%. al variar la severidad de temple? ¿y el diámetro crítico ideal?
5°_ En las fórmulas empíricas para el cálculo de las templabilidades ellisle un parámelro relacionado con el tamano de grano austenítico. ¿Para lamanos de grano mayores. las templabilidlldes aumentan o disminuyen? Razónese.
6°_ ¿Al lemplar un acero pueden prescntar.;e eslruclUras micrográficas de ferrila y martensila? ¿Tras revenido pueden oblenersc cslmclUra.~ ferrilo- perlílicas? Razonar ambos casos.
7"- Diferencias enlre: recocido de regeneración. recocido subcrilico. y nonnalizado.
B-'. ¿Se podria afinnar. en algún caso. que un acero con 0.5% de carbono resulte hipereUlcclOide? Razónese.
9"-10"- La temperatura de transición dúclil-frágil de aceros ferrilo-perlílicos de aho y medio contenido en Carbono puede calcularse por la ellpre.
ITI("c) = Fa 1-46·11,5 d . 12 1 + (I-F a ) 1335+5,6 SQ·112 -13,3 p.112 + 3,48106 1) + 48.7 Si + 762 ~m siendo:
F<1
d So p 1
Si Nf
'"
fracción volumélrica de ferrita proeulectoide del acero;
= di~melro de grano de la ferrita. en mm: = espaciado interlaminar de la perlita en mm; '" tamaño de las colonias de perlita en mm; '" espesor de lámina de la cementita perJ(tica, en mm: = % de Si del acero: = % de Nitrógeno disueho interslicialmenle.
Cuando aumenUI el c(wjicil'ntl' dt: dilución de fa perlila, indicar en qué senlido (aumenlo o disminución) varia la ITI "C si el valor de p se supone que pennanece invariable.
CUESTIONARIO Y PROBLEMAS
653
Problema O 1°· Algunos aceros binarios tienen contenidos en peso de carbono tales que la ferrita obtenida al iniciarse la transformación por enfriamienlo desde el estado gamma, resulta ser siempre magnética (recuérdese que es amagnética pare temperaturas superiores a 77
r- En el caso de aceros hipereutectoides la temperalUra eutectoide suele denominarse A321 . ¿Por qué?
)0_
Temperaturas de comienzo y final de solidificación del acero del apartado 1°.
4°·
¿E.~te
acero de el % de carbono será más -o menos· propenso a la estructura bandeada. poor laminación, que un acero de 0.15% C? Razónese.
5°_ Justificar cuál de los dos aceros del apanado anterior será más susceplible al agrietamiento por temo pie: y las diferencias entre ambos en cuanto a austenita residual. 6°_ Determinar el porcentaje en peso de ferrita proeutectoide y de ferrila cUlectoide, del acero del apartado 1°, después de un recocido de regeneración con enfriamiento de equilibrio. 7"- En eS( mismo acero, después de un normalizado -por enfriamiento al aire- la estructura ha resulta-
do ser 100% de perlita. Determinar el porcentaje de ferrita que tiene esa perlila diluida.
S"-
Razone.~
por las que -o por las que no- utilizaria ese acero para tuberia soldada de oleoducto.
9"- ¿Por qué, o por qué no. seria adecuado ese acero para fabricar herramientas para cone con que de viruta?
aTr,lJl-
10"- Indicar por qué -o por qué no- es necesario austenizar un acero si se desea incrementaT perift'ricamente su contenido en Carbono medianle una adecuada atmósferol carburante. Y calcular el porcentaje máximo de carbono que podria llegar a alcanzar la aUSlenita a 9SO"C en cs.a atmósfera carburante.
Problema E
Dos redondos de un mismo acero E. de diámetros respectivos DI y O2 ' después de ser austenizado a la misma temperatura han sido templados en aceite. La fonnaci6n de manensita dura (penetración de temple) alcanza hasta 3 mm a partir de la periferia del redondo DI' y de 7 mm en el redondo O 2, Responder 11 lo que sigue (indicando las razones de la respuesta): 1"- ¿Cuál de los dos redondos tiene mayor diámetro'! 2°_ ¿Por qué (o por qué no) es razonable Il.firmar que D2 tiene mayor tcmplllbilidud que DI? 3°_ Si el temple I'e hubiera realizado en ¡¡gua. la penetración de temple hubiera menor que en el caso considerado de temple en aceite'!
.~ido
igual, mayor o
4°· ¿Al aumentar la severidad de temple aumenta el dhimetro crítico idea!'! 5°_ ¿Variará la proporción de austenita residual por temple en agua y por temple en aceite? 6"- Modificando algún fac10r extrinseco al acero. ¿Podria lograrse una penctrolción de temple superior a los ) mm para lemplc en accite del redondo de acero F de diámetro DI? 7"- El diámetro critico (para temple en aceite) al 99'1-, ¿es mayor. o menor. que el diámetro critico real (para temple en aceite) al SO% de martensita?
8'". Emplearia Vd este occro E en estructuras melálicas soldadas?
CIENCIA E /NGENIER/A DE MATERIALES
654
9"- Hay tipos de acero que reciben el nombre de au(otcmplantes por su aplitud de temple al aire. ¿Será este el caso del acero E? La dureza del acero desputs de normalizado será igual que despub de Icmple en el caso de los aceros aU10l:cmplantes?
Ifr- Emplearla Vd el acero E para cemenlaciÓII en la fabricación de engnmajcs?
Problema F Se quiere Icmplar en aceilc un eje de acero de 40 mm de díimetro; la estructura en su núcleo deberá ser 99% manensítica. La siguiente labIa muestra la correlación que existe entre la velocidad de enfriamiento ronlinuo (CeR, cominuouJ coolillg rate) en el centro de redondos de acero y su diáme-
lro (D). cuando han sido austcnizados y templados en aceite:
llJmml
ces C'CS·I}
500 100
0,17 2,5
20
50
5
66'
Para aceros al N¡-Cr-M o de baja aleación.su velocidad critica de temple viene dada por la siguien-
te relación empírica en que el sfmbolo de cada elemento representa su % en peso: log(CCR en "'Cs·1) = 4.3.3,27. M n + Ni + C r + M o
1,6 Se dispone de los siguienles aceros 1, 11 Y 111, de composición:
I
11 111
%C 0.30
%Mo
%Ni
%C< I
%Mo 0,20
I 2,20
0,90 0,90
0,30 0,30
0,6<1
0,40
0,80
0,35
0,80
Se pide; l·· Demoslrar que existe una correlación lineal, doble logarílmica. entre el diámetro de los redondos y la velocidad de enfriamiento de su núcleo cuando se lemplan en aceile. 2°· ¿Qué aceros. de los disponibles, resultarían idÓneos para la fabricaciÓn del eje? ¿Cuáles no?
3°· ¿Cuál elegirfa alendiendo. complementariamenl aai1eriosc:con6micos? DccmninaI; tJa<¡ revenido !mal. sus rangos de reslstencia mecánica Ya la fatiga respectivamenle. Carga aproximada de RXurlI en estado rcoxido. 4°· ¿Ctdl. presentaría mayor riesgo de fisuración en ellemple y mayor canlidad de auslenil.a retenida? Probie17Ul G
1°· Por aplicación de la Ley de Gibbs, dc:lermianr la forma de la curva de solidificación yenfriamien· to de un acero binario. de 0.30% C. desde el eSlado fundido lemperatura ambienle.
r· A la temperatura ambienle, después de ese enfriamiento de equilibrio, calcular
si es que existen esos tipos de CFe) en este acero los pon:;entajes en peso de cementila; proeuléctica, eutéctiea, proeuteetoide, euteetoide y terciaria,
3°· Al austenizar este acero a lOOO"C para efectuar un normalizado se ha producido estroetura de Widmanstatlen. ¿Por qué? ¿Cómo podría corregirse: posteriormente eSle defecto? 5·· Por enfriamiento en corriente de aire desde el estado auslenilico se observa en ese acero de 0,30% una eSlructura micrográfica de ferrita y perlita con 50% en peso de perlila. Se pide determinar el porcenlaje en carbono de esta "perlita diluída", ¿Por qué se le denomina "diluída"?
e
655
CUESTIONARIO Y PROBLEMAS
6e_Justificar las diferencias si las hay entre este acero y otro de 0,60% C. también binario, en cuanto a: templabilidad, susceptibilidad al agrietamiento en el temple. porcentaje de austenita residual. temperatura mállima de revenido.
1"- A diferencia de los dos aceros considerados, en el caso de los aceros hipereutcctoides la tempernturn eutecloide suele denomilUll'Se A t2J . Porqué?
8"- ¿Pueden dos aceros de dislinta composición tener el mismo valor A}? Razónese. 9"- Un acero con idéntico porcentaje de Carbono y peque~os contenidos de Fósforo y Silicio (asi como S y Mn que aparecen en forma de sulfuros) presenla a tempentlura ambiente, tras laminación en fasc gamma. una estruclurd de bandas alternas de ferrita y perlita. Razónese si los sulfuros aparecerán alojados preferen1emente en algunas de esas bandas. 10"· ¿Cómo podria lograrse evitar esa estructura bandeada?
Problema 11 El tiempo transcurrido a lemperatura constante: para la tOlal solidificación de un peso PI de: fun· dición blanca eutéctica binaria. en condiciones de: equilibrio. ha resultado ser 11, Una cantidad igual en peso PI de otra fundición hipoeutéctica binaria tardó en finalizar la solidificación a la temperatura eutéctica. en condiciones de equilibrio, 0.4063.t). Se pide: le. Diferencills en cuanto a segregación principal entre ambas aleaciones.
2"- Dibujar el diagrama melaestable
Fe-e.
)". Determinar el contenido en carbono, C I, de aquella fundición hipoeutéclica. 4 Cantidad de cemenlita eutectoide: (en forma de: perlita) que COlltiene esa fundición hipocutéclica. D
_
S"- Propiedades
significativlL~
de esa aleación.
6"- Por decarburación en estado Hquido de esa fundición hiIX'Cu1éctica se ha logrado un acero cuyo coantenido cn Carbono ha resultado ser diez veces menor (0,1 C I). Si la decarburación se ha reali· zado plenamente en estado líquido iCuál habr:l sido al menos la temperatura de decarburación? ..,..- iPor qué o por qué no puede considenlfse que ese acero es "de fácil soldabilidad"?
8". Ese acero después de un nonnalilado resultó tener 50% de ferrita y 5O'ii> de perlita. Detenninar- el porcentaje de ferrita que tiene esa perlita diluida.
9". Determinar la temperatura A) de este acero. iPor qué o por qué no seria correcto templar e."C acero desde nO"C? ¿ y desde 73O"C? lO"· Al aumentar la severidad de temple ¿Por qué o por qué no varía la templabilidad de e1>C acero? Prob/t'rrw I
La temperatura a que inicia su solidificación un determinado acero binario es l48O"C. Se pide:
1"- Indicar el sistema cristalino al que pertenece la estructura primaria de solidificación de este acero. E-~truelunl y carga de rotura. en estado recocido. del acero a temperatura ambiente. La temperatura de transición. iresultaria superior o inferior a la ambiente? Valor aprollimado de su resistencia a la fatiga. 2°· ¿Emplearía este acero para tuberías soldadas (por ejemplo para oleoductos)'! Razónese. )". ¿Por qué, o por qué no, c,'l adecuado esle acero para chapas laminadas en frio; destinadas por ejemplo a carroceria de: automóvil?
656
CIENCIA E INGENIER/A DE MATERIALES
4°· JusliticM las diferencias si las hay entre este acero y otro de O.20,} C. también binario. en cuanlO a: templabilidad. susceptibiliduu al agrietamiento en ettemple. porcemaje de auslcnil;l residual. temperatura múxin):1 de revenido, 5°· A diferencia de e5IC acero. en el caso de los aceros hiperculccloides la Icmper:IlUra CUlccloide suele denommarse A 11\' ¿Por qué?
6"- Con Ixlsc en sU estruClUr.J. indicar por qué determinados aceros reciben el nombre de "rápidos", Y razónese Mlbre e[lipo de recOCido más adecuado para ~ aceros. 7"- ¿Qué quiere decir tamaño de gmno ASTM igual a S? Calcularlo. Pmb/<'II111 J
la. Después de pulir Ullll probeta del acero binario A y mm del acero binario B (las cuales previamente han sido re'..o cidas para que sus estructuras concuerden ron las de equilibrio del diagrJma melaeMable Fe·e). se atacan ron nital para su ob-.ervación me13lográfica; examinadas al microscopio se pone de manifie-;1O que la fracción de superficie blanca matriz no perlítlca en el acero A e.~ doble que en el acero 8. Como complemento se determina ron un durometm la dureza del eunslituyeme matriz blanco del acem B que resulta ser 68 HRe (muy superior a la dureza de la mmriz blanca de AJ. Admitiendo que la densidad del conslituyente blanco del acem A fuera igual a la densidad del ¡;oostitu)'ente blanco del acero B. detemlinar tos fKJrcentajes I(mite superior e inferior de Carbono que pueden lener t()~ :!¡;eros A. 2"· Suponiendo quc un determinado acem B tuvic..... 1% de Carbono, deternlinar el porcentaje en peso de cellll:ntita terciaria o \'emlicular que pre.;¡entan'a el correspondiente acero A a la temperatura ambiente.
J"-
Lo<; aceros B son "calmados'" o "efervescentes-'! Razóne.o;e.
4"· Por aplicación de la Ley de Gibbs, determinar la forma la curva de equilibrio de solidificxión yenfriamiento (Temper.llura. tiempo) de uno cualquier.. de los aceros 8; y precisar los valores de Al y AJ . 5°- Un ¡¡¡;ero A cuyo contenido en C¡¡rbono e~ O.25<;f. presenl;l dcspués de normalilado 50'if- en perlita. Dctcnninar el porcentaje en ferrita ljue tiene es¡¡ perlita dilu(da. 6°- Un acero hipocutcctoide no ale¡¡do. pero con pequeños cO:ll1tenidos de Py Si (así como S y Mil que aparecen en fonna de sulfuros) presenta a temperatura ambiellte, tras laminacióll en fase gamma, una e.,truetura de bandas alternas de ferrita y perlita. Razónese: si los sulfuros aparecerán alojados preferentemente en algunas de esas bandas. 7"- ¿Al aumentar la severidad del mt-dio refrigerante empleado para templar un acero, varian su diá·
metro critico real y su diámetro crítico ide¡¡l? Razónese.
SO. Con base en su estnlctura indicar por qué determinados ¡¡ceros reciben el nombre de "rápidos". Y ral6ne~e sohre el tipo de recocido más adecuado para esos aceros. fJ'- En un catálogo se lee que la fundición maleable americana ferritica pucde templarse ¿no se tratará
de un error de calálogo? Razonar la respuesta. 10"- Razonar sobre los tipos de estructura matriz más favorable. en las fulldiciones grises. para resistencia al hinchamiento ttrmico. Pmble"w K 1°- Para dos aceros binario~ de contenido en C¡¡rbuno 0.15% y 1%, respectivumente. cakulur los inter· valos de solidificación de uno y utro. 2°· Para uno y otro acero, por aplicación de la Ley de Gibbs, esquematil.ar (no es necesario calcular las temperaturas en que se mmpe el equilibriu en estado sólido) sus cu.....as de solidificación yenfria-
657
CUESTIONARIO )' PROBLEMAS
miento de equilibdo (iempcr.nura. tiempo) desde t'I estado fundido hasta la temperatura ambiente: indicando sobre las curvas los grados de libertad corresporKhentes. 4°_ Comparando a 13 temperatura ambiente las secciones longitudin:ales de dos tocnas solidificados. uno del acero de 0.15% C y otro de un :acero inOllidable femtieo de 28% de Cromo. se pide razo~ nar: a)(:uáJ de 1m. do~ presentará más estructur.J columnar: b) ¿1XK1rían obtenerse estructuras marlensíticas en ambos aceros con un temple'! S"· El acero de O.IS% de Caroono ha presentado después ¡k un nOnJlali7..aOo 4O"k de perlita. Se pide: a) delerminar el porcentaje de ferrita que tendrá esa perlita: b) porqué se le denomina "diluída" a esa perlita'?
6"- Comparando el acero de 1% de C con otro, también binario, de O.35l}, r.Jzonar: a) cuál de
lu~ dos será más susceptible 111 agrietamiento en el temple en agua: b) ¿Es adecuado utilizar un ret"OCido de regeneración pan! ablandar estos aceros'!
7"- Razonar si. paro un determinado acero. al aumentar la !iC\eridad deltcnlple: ¿aumenta el diámetro critico real? ¿Y el diámetro cñtieo ideal1
- ¿Pueden dos accros de igual composiCIÓn química presentar dl~tlnta templabilidad'! Razónese. g"-
Dos redondos de un mismo acero F. de diámetros respecti\'OS DI y O~ . despué.\ de ser austelllzados a la misma temper...tur... han sido templados en aceite. La formaci6n de martensita dur... (pene· tración de temple) alcanza hasta 3 111111 a partir de la periferia del raJondo DI y hasta 7 mm en el redondo D2. ¿Cuál de los dos redondos liene mayor diámetro'!
fJmblt'/lUI L de~pu6 de un tnltamiento térmico de normali¡.ado. es de 90% de perlita y 10% de ferrita. El conlenido de Carbono de e~ta perlita diluída resultó ser 0.6%. Se pide determinar el porcenlaje Carbono de esle acero.
1"- La minocstructura de un deierminado acero binario.
2"- ...Cuál puede haber sido elmoti\'o la finalidad de haber wnferido ellratanlielllo lénnico de normalizado a ese acero'!
3°_ Detenninar la temperalura Al de eslc acero ¿Por qué o por q~ no !>Cria COfTC{:lO templar ese acero desde 92O"C'! ¿Y desde 73O"C? 4°_ ¿Sin variar su
com~ición
química seria posible aumentar la lemplabihdad de ese acero'!
So. Templado en agua un acero "aulotemplantc" ¿El riesgo de grietas de temple será ma)or. igual. o menor que en un acero ordinario de iguóll wntenido en Carbono'! 6°· Por tratamiento ténnico wuede atinarse el gmno de un acero de composición 0.003% de Carbono y 17% de Cromo'!
7"- En relación con el "austempering" de a¡;eros poco aleados suele indicarse que esle tratamiento sc apli¡;a a piezas de pequcrlo diámetro, ..'por qué'? PmfJlellUl LL
1°· En una aleación férrea. binaria. de 3'l en peso de Carbono, delernllnar cernentita primaria. eementita cutéctica y cementita terciaria.
lo~
pmeentajes en
pe~o de:
2"- Detenninar las temperaturas de inicio y final de solidificaetón de un acero binario muyo contenido
en Carbono es de O.JOll-.
3°_ ¿Puede un acero aleado. de 0.3% C. resullilr hlpereulectoide en algun caso'! Razóne~, 4°_ En los aceros hipereutectoides se suele denominar A I23 a la tempemtur... eutectoide. ¿Por qué?
658
CJEl'l¡'ClA E INGENJERiA DE MA7'ERIALES
5"- Determinar los porcentajes en peso de ferrita proeutectoide y de perlita. del acero binario del apartado 2, después de un renx:ido de regeneración con enfriamiento de equilibrio. 6"- Suponiendo que después de un normalizado la estructura de ese acero (del apartado 2) fuera 50% ferrítica y 50% perlftica. se pide: determinar el porcentaje de ferrita que tendría esa perlita diJuída.
7 Anulogías y di/crcncias entre: recocido de regeneración, normalizado y recocido isotérmico. U
•
8"· Diferencia entre templabilidad de un aceru -indíquense los factores intrínsecos y extrínsecos influyentes- y penetración de temple. yo- Para temple en aceite razónese lo que sigue: ¿El diámetro erílico real al 99% resulta mayor o menur
que el diámetro crítico real aI50%? AllIumentar llltemplllbilidad ¿aumenta. disminuye o no varía el diámetro crítico ideal? JO"- Dos aceros. unu aleadu y utro no. tienen igual contenido en Carbono. Dibujar esquemática-
mente. en una misma figura de ejes coordenados HRc- . las curvas de revenido de uno y otro acero. E indicar alguna conclusión práctica que puede deducirse de la comparación entre ambas curvas, Problema M
1°_ El Carbono puede fonnar soluciones sólidas tantu en t:I Hierro alfa (o delta) como en el Hierro
gamma. Basándose en consideraciones geométricas indicar: al por qué no son soluciones sólidas de sustitución: b) en cuál de las variedades alfa o gamma resulta más soluble el Carbonu. Datos: radio del Carbono (re = O.77Á) Y parámetros de las celdas elementales (aFe '" 2,86 Á, ap"-y == 3,64Ál. Q 2"- Dibujar esquemáticamente la curva de solidificación y enfriamiento de equilbrio (e. 1) de un acero binario de 0,4% C. hasta la temperatura ambiente; señalando sobre dicha curva las temperaturas en que se rompe el equilibrio y las fases presentes a esas temperaturas. 3"_ Si las hubiera en este acero, determinar el porcentaje en peso de las siguientes cementitas a la temperatura ambiente: primaria. eutéctica. proeulectoide. eutectoide y terciaria. 4"_ Supóngase que, después de un normalizado. la estructura de ese acero tuviera 80% en peso de perlita. Se pide: a) determinar el porcentaje en peso de ferrita en esa perlita diluída; b) comparar algunas propiedades mecánicas del acero que tiene esa estructura micrográfica con la del mismo acero pero con estrctura de recocido de regeneración (austenización completa). 5"- Al austenizar el acero binario de 0,4% C, para efectuar un recocido de regeneración. la temperatura empleada ha sido por error lOOO"C y se ha producido estructura defectuosa ¿Por qué? ¿Podría corregirse dcspués esa estructura? 6"_ Se tienen dus piezas iguales. una del acero binario de 0,40% C y otra de un acero autotemplante de igual contenido de carbono. Compárense ambos llceros, razonándolo. en CUllnto a: a) riesgo de grietllS allemplar el agua; b} cantidad de austenita residual después del temple.
7"_ Consecuencias que se derivan de templar con b) los aceros hipereutectoides. 1;"-
llu~teni;(ación
incompleta: al los aceros eutectoides;
Razónense ¡as respuestas a lo que sigue: a) ¿cuál es la temperatura límite -la más alta- a que puede efectuarse el revenido de un acero binario; b) ~i además de Hierro y Carbono el acero tiene Manganeso? ¿Cómo se modificaría esa tempeTlltura límite (aumentando o disminuyendo) al aumentar el contenido en Manganeso'!
r- Mediante una adecuada dosilicación de elemento~
alfágenos y gamágenos se ha logrado evitar la estructura en bllndas ferritoperlíticas en una determinada pie7,a de llcero forjado. ¿Si se templa la pieza estará también exenta de estructura bandeada?
CUESTIONARIO Y PROBLEMAS
659
CAPÍTULO/X
1.- Dado un diagrnma ternario en que tres elementos forman solución sólida total se quieren determinar las proporciones de fase líquida y sólida a una cierta temperatura TI. ¡,Por qué es necesario conocer eJlactamente la recta de conjugación a esa temperatura? 2.- Durante la solidificación de una aleación 20% Pb. IS% Sb, 6S% Sn se ha producido a 21()C una reacción: líquido +~ =y. Indicar el nombre que recibe esa reacción y razonar si finalizará, o no, la solidificación a esa temperatura. 3.- En el sistema ternario Pb-Sb-Sn aparecen varias eutécticas binarias (del tipo: Líquido Sólido J+Sólido 11). Rawnar por qué dichas reacciones resultan. o no invariantes. 4.- En un sistema temario. con enfriamiento continuo. ¿una reacción peritéctica binaria. puede pasar a ser una eutéctica binaria? S.- En dos Babbitts antifricción de la misma compOIici6n, por solidificación de no equilibrio. ¿sus estructuras mÍl.:rográficas pueden ser distintas? 6.- Sistema Pb-Sb-Sn. Se pide lo siguiente: - Señalar aproJlimadamente en el diagrama trian~ular la región propia de los metales antifricción (cuando el constituyente disperso es el ¡j). - Relacionar la estructura micrográfica con el comportamiento de los metales antifricción del apartado anterior. - ;.Puede haber otro tipo de metales antifricción l,Jue nu tengan el compuesto intermetálico como constituyente disperso? Situar aproximadamente sus composiciones en el diagrama triangular Pb-Sb-Sn e indicar el tipo de cargas (ligerns o pesadas) que pueden soportar. 7.- Sobre el diagrama Pb-Sb-Sn, en relación cun la aleación F: - Dibujar aproximadamente. no es necesario precisar numéricamente las temperaturas a las que se rompe el equilibrio. su curva de solidificación: la curva Temperaturn-tiempo (o. a elección. la curva T-dt:dT). - Temperatura final de equilibrio y constituyentes de la aleación. 8.- Durante la soliditicación de una aleación 65% Pb. IS% Sb, 20% Sn se ha producido a 24S'C. una reacción eutéctica binaria: líquid~&+~. Razónese si finaliz,1rá. o no. la solidificación a esa temperatun!. 9.- En detenninado sistema ternario aparece una eutéetiGI para líquido de porcentaje en peso SO%A. 2S%8. 2S%C Los sólidos formados tienen. de composición en peso. IO%A. 10%8. 80%C (sólido 1); S%A. 90%6. S%C (sólido JI); 2S%A. S%8. IO%C (sólido 111). Calcular los porcentajes en peso de los sólidos 1, 1I Y111 al término de la soliditical.;Í6n. 10.- Para sistemas ternarios. enumerar varios ejemplos de reacciones monovariantes e invariantes posibles. Y su denominación. 11.- Una eutéctica binaria de cierto sistema ternario está formada por dos constituyentes a y ~. ¿Puede haber segregación menor en esos constituyentes a y ¡i? Razónese. 12.- Al l:onfonnar. en caliente. la fibra de vidrio, ¿pueden verse modificadas sus propiedades ópticas? 13.- Un determinado vidrio contiene 80 % Si02 Y20 % Na20; calcular la fracción de átomos de oxígeno no enlazados por uniones -Si-O-Si-. 14.- ¿Puede un vidrio, en detenninadas condiciones, comportarse como conductor eléctrico? ¿ Y soluble en agua? IS.- El cuarzo, Si02. tiene una densidad de 2,6S glcm 3 ; calcular el número de átomos de Silicio y Oxígeno por centímetro cúbico. Conociendo los radios atómicos del Silicio y Odgeno -0.038 nm y 0.114 nm. respectivamente- estimar el grado de empaquetamiento de la estructura. 16.- Con la ayuda del sistema binario SiOr AI 20 1 . Fig.1X.48, señalar las características y proporcio-
C/ENCJA E INGENJERiA DE MATERIALES
660
nes del constituyente disperso y matriz - tras un proceso de coción a 16OO"C tal que la sinterización se hu realizado en fase líquida y ha dado plenamente los constituyentes de equilibrio- partiendo de [as siguientes arcillas binarias: a) % A1 20 3 :: 45 %; b)% AI 20, '" 80 % 17.- ¿Porqué [as arcillas cuyo contenido supera el 30% reciben el nombre de "arcillas refractarias'''? 18.- A partir de un fundido de 5;02 se obtiene vidrio si la velocidad de enfriamiento es superior a la que pennitiría la fonnación de núcleos de crislobalita y el crecimiento de éstos. ¿Puede obtenerse fase vítrea por simple calentamiento de arcillas antes de obtener un fundido? 19.- Dos refractarios sinteTizados silicoaluminosos, A y B. tiencn idéntica ¡;omposi¡;ión porcentual en s(]ice y alúmina ¿Puede cl A resullar menus refractario que el S'! Razónese. 20.- ¿Pueden obtenerse materiales refractarios. con muJlita. a partir dc si liman ita? Razónese. 21.- El producto refract¡mo denominado ·'Iadrillu de ¡;hamota" se obtiene adicionando a la mezcla de arcillas un triturado de ladrillos silicouluminosos procedentes de derribos. ¿Cuál es la finalidad de esia adición? 22.- Señalar razones por las que un refractario silicioso '·mal ¡;ocido" puede dar a altas temperaturas agrietamieOlos en serviciu. 23.- Los ladrillos refractarios siliciosos se utilizan ¡;umu elementos arquitecturales refmctarios para bóvedas de hornos eléctricus. estufas, chimeneas, etc: pero no se emplean para revestimientos de soleras en hornos elé¡;tri¡;os de arco. ¿Porqué? ¿Utilizaría con esa finalidad refractarios de alúmina fundida'! 24.- Analogías y diferencias entre las lozas, porcelanas y porcelanas de pasta dura. 25.· Algunos vidrius son aleaciones dd sistema
Si~-AI203-CaO.
¿Su carácter es ácido, básico o neutro?
26.- Las escorias, que son básicas. ¿pueden solidifi¡;ar en forma vftrea? 27.- ¿Por qué el revestimiento de los convertidores para la fabricación de acero no debe ser ácido'! 28.- La eutéctica del sistema estable Fe-C está constituída por austenita y grafito. y se fonna a temperatura constante: 1154"C, ¿La eutéclÍca de austenita y grafito en el sistema estable Fe-C-Si solidificará a temperatura constante? Razónese la respuesta. 29.- En una aleación Fe-C-Cr se ha presentado a 1200"c una reacción eUléctica binaria: líquido::)'f+ k l. Razónesc si tcrminará (o no) la solidificación a esa temperatura. 30.- Basándose en la sección vertical del diagrama Fe-C-Cr par¡¡ 17% Cr: a) justificar la existencia de a¡;eros inoxidables ferríticos y aceros inoxidables martensíticos. ¿Puede afinarse por tratamiento térmico -sin deformación mecánica- el grano de estos aceros inoxidables ferríticos? Razónese. 31.- En el sistema temario Fe-C-Cr. ¿por qué determinados aceros reciben el nombre de ·'aeeros Icdeburíticos"') ¿Aplicaciones de estos aceros? 32.- Los equilibrios de tres fases en el sistema Fe-C-Cr -v.gr. líquido::)austenita + carburos k r son. o no, invariantes. RazÓnes<:. 33- Características y propiedades de los carburos k¡. kz Y k,.. 34.- ¿Es corre¡;to (por qué o por qué no) atirmar que el acero inoxidable de 0,5% acero hipereutectoide?
e,
12% Cr es un
35.- En un sistema ternario compuesto por Cromo. Carbono y otro metal cualquiera ,si los lados del triangulo equilátero estuvieran solamente graduados en por¡;entajes en peso. no podrían situarse los carburos dobles-de Cromo y el otro metal-sobre unas rectas paralelas trazadas desde los puntos correspondientes a los porcentajcs en peso dc Il)~ carburos de Cromo binarios. Sin embargo así se represelllan en planta en el sistcma Fe-e-Cr. ¿Porqué?
661
CUESTIONARlO y PROBLEMAS
36.- Los aceros inoxidables suelen c1asiflCarse en familias: aceros ferrilicOli, aceros manensílicos, aceros austeníticos, :leeros auslenoferrilicos. Razonar a cuál de estas familias pertenecer;i un ac...ro de composición O.4'kC .14% Cr tras ser enfriado al aire desde 1000"C. 37.- Para contenidos altos en Cromo disminuye la conductividad térmica del acero. Alendiendo a este aspecto qué panicularidades-<:on respee10 a los aceros ordinarios,poco aleados.- presentar;i el temple de los aceros inoxidables martensíticos'!
38.- Comparando un acero inollidable martensítico con otro de igu3! composición en C y Cr. pero que además tenga 4% de Nfquc1. ¿Serán diferentes las temperaturas máximas a las que puede darse el revenido de uno y otro acero? Razóne~. 39.- SiTuar en la región JI de la Rg.lX.39 un acero inoxidable de 0,1% C y 12%Crde Cromo e indicar. a) si la e:;lnJcturn primaria de solidificaciOO se mantiene sin transformación alotrópica alguna hasta la temperntur.l ambiente; b) consecuencias que de ello se derivan al soldar este acero; c )responder a esas dos cuestiones en el caso de que el acero inoxidable ferrilico IUviern de composición OJXB%C y 17% Cr. 40.- Una fundición fénea de composición 3% C y 4% Cr pre.<;('nta diferente dureza en estado bruTo de moldeo según que el mokk sea de arena o sea metálico(coqui1la). ¿Porqué? Razónese la respuesta e indíquese si la dureza tras moldeo en coquilla resultará mayor o meOOf sabiendo que la dureza en bruto de moldeo en arena ha resultado ser 550 HB. 41.· ¡,Podría ablandarse por tratamiento ténnico la fundición anterior? Razónese con base en el mapa de la Figura IX.39. 42.- Cierta pieza de fundición férrea. de composición 3 %C y 18% Cr. presenta en estado bruto de moldeo una dureza de 550 HR. Para poderla mecanizar resultaría conveniente ablandarla hasta 400 HB. Razonar sobre el tipo de recocido que debería emplearse para ello. 43.- Razonar. basándose en el mapa de 13 Figura 1x'39. si hay diferencias estructurales significativas (y por tanto también de comportamiento a la abra.sión) entre una fundición fénea de 2.7%C-17% Cr y ()(rn de 3.9%C-24%Cr. ¿Podrían ablandnrsc: por recocido estas fundiciones?
CAPíTUWX
1.- ¿Un metal sin di~locaciooes sería -comparativamente a un metal con dislocacione.s- venlajoso desde el punto de ,'ista de su conformado? 2.- Una dislocación cuila de longitud L. ¿es má." o menos estable energéticamente que otra de igual longitud que contenga un jog? 3.- Si en el campo elástico de una dislocación cuña positiva se introduce otra dislocación cuña también positiva. ¿se produce una fuerza de atracción o repulsión entre ambas? ¿Por qué no se considera la COmlXJnente vertical F y dc esa fuerza? 4._ Por razones energéticas una superdislocación alll O) se ha descompuesto en dos dislocaciones perfeclas. Escríbase esa reacción. ¿Entre ellas se enmarcará un defe<:to de apilamiento'! Razónese.
5.- Cumpletar la siguiente reacción de dislocaciones: a
-
a
-
2 1101)::6"[1121+ .....
; y justificar si ese desdoblamiento es energélícamente posible. 6.- Completar las reacciones siguientes ent«: dislocaciones; a-a-
a
a-
'2 110 1]=6"12111+ ..... ;2=110\1::6"/2111+ 7.- Dos de las disloc3ciones imperfectas del3JUtOOo anlerior p.Ieden rea:cioo3r ~ sí JO'! famar una disIococi6n inmóvil. ¿Cuáles son esas dislocaciones. cuál b IeSUItanIe Y por qué es pül'lible enagéticamerte esa reacción?
662
CIENC/A. E INGENIER/A DE MATERIALES
8.- Justifíquese !'OC qué -en metales del sistema cúbico cenrrado en las caras- es posible la reacción de las dislocaciones parciales cuya nocación veclorial es:
~ [1121 Y ~ (112] Y pe.- ~ la dislocación rc;ullanle queda bkx¡ucada. ¡,Rt:sulta posible dicha reaa:iOO en bi 1aI.one:.o>? 9.- Detcnninar la resul1ante de la siguiente reacción enlre dislocaciones en un melal del sistema cúbi·
co centrado en las caras:
a -a6"1112IY 6[ 112 1=...
y demostrar que -por razones energéticas- se producirá efectivamente.
10.- La reacción del ejercicio anterior es. en buena parte. responsable de la acritud de ese metal dumole la deformación en frio. ¿Se tmla de una reacción de Shockley o de una barrera de LomerCo1tre1l1 y póngase un ejemplo .gráfico. vectorial. o bien empleando la nomenclatura de Thomson- de la reacción (Shockley o Lomer-Cottrell) no contemplada en el ejercicio anterior. 11.- Al producirse un defecto de apilamiento por disociación de una di~locación perfecta en dos de Shockley. ¿a cuántos planos atómicos afecta el defecto? ¿Pueden observarse ul microscopio óptico las dislocaciones pardales? 12.- Justificar cuál es el vector de Burgers de las dislocaciones de menor energfa en el sistema cúbico de cuerpo centrado. 13.- Expresar veclorialmente y con la nomenclatura de Thomson. la disociación de una dislocación de Frank para dar una de Lomer-Cottrell y otra de Shockley. 14.- Al producirse la reacción entre las dislocaciones By B -nomenclatura de lbomson-. ¿cuál es la nQ(ación y energía de la dislocación resultante? 15.- La primera difracción-X del Cobre. empleando antdtodo de Cobalto (1,79 A) tiene lugar para un 'ngulo de Bragg igual a 25.39". Calcular el parámetro de red del Cobre Y su densidad. ¿Cuál seria la segunda familia de planos difractan tes? Datos: Ley de Bragg: A '" 2dhU sene : Peso atómico del cobre. 64. 16.· La primera difracción-X del Fea y del Fe.,. empleando anticátodo de Cobalto (1.79Á)_ tiene lugar para de Brngg de 25.88" Y25.21 0 TeSpec1i\'3lllente. Se pide: a) calcular el parámetro de red de ambas variodades alotrópicas del hienu: b) C
17.- En un monocristal de Cobre. de I cm 3 de volumen. existe una densidad de dislocaciones p'" 8.1Q7/cm 1. Se pide: a) Calcular. en ergios. la energía asociada a la presencia de dichas dislocaciones. Datos: G '" 46 GPa: parámetro de red del cobre: 3.6 Á. b) Evaluar. aproximadamente. el1fmite elástico teórico de dicho monocristal. ¿ Y el límite elástico real?
18.- La energía de enlace del aluminio es 3.3 eV/átomo. Evaluar. aproll.imaoornente. la concentración de lagunas. en equilibrio termodinámico, a la lempernturn de 6CO' C. Calcular el número de ~Itos Yel recorrido libre medio que. en distancias interatÓmiea.~. efectúa un átomo de Aluminio por segundo. [}~tos; Do = 0.5 cm 2/s. Parámetro de red del AluminioA Á.
19.- Las energía~ de cohesión -enlace- del hienu y del cobre son 4.3 y 3.5 eVlátomo respectivamente. ¿Cuánto yale. aproximadamente, la energfa libre de formación de una laguna en ambos metales? A 65O"C. ¿cuál de ellos poseerá una mayor concentración de lagu03s en equilibrio? ¿Podria sinterizarse poh'o de dichos metales a la temperatura mell("ionada? 20.- Cakular ('1 límite elástico aproximado de una aleación A1-5% Mg en estado templado y deformado en frio por extrusión. Suponer que la solubilidad del Mg m el Al ~a la tempenuura arnbiente- es despreciable. ¿CiJmo caWogaria esta aleación desde el puntO de vrsta de su resistencia mecánica'! Aplicaciones. Datos: G:: 27GPa: p 101OdisVeml; pari.metrode red del Al. O.40nm; parimttrode red del Mg. a 0,32 nm.
=
=
663
CUESTIONARIO Y PROBLEMAS Pmb/~ltIu A
El Fea llene un pide:
peM>
atómico de 56g. Y su parámetro de red. a la temper.nura ambiente~. 2.86
1-- Calcular su densidad. P1anos y direcciones cristalográficas densa:. en el
. Se
Fe u '
r- Posibilidad de inserción octaédrica del C en el Fea' Compararla con la teórica. Dale: E = 0.77 3°_ Ley de Schmid. El límite elástico en trdCción de un monocristal de hierro es 2 Kglrnm 2. Calcular la tensión critica real de cizal1adurn si. en el sistema activo de desliznmiento. la normal al plano de deslizamiento y la dirección de deslizamiento forman con el eje dc tracción ángulos de 60" y 30" respectivamente. Compararla con el limite elástico teórico. Dato: G = 8.500 Kg/mm 2. 4°. Al deformar el monocristal anterior un 50% se introducen en la red cristalina ¡()ll distocaciones!cm 2. Calcular la ener~fa asociada al cri~tal en forma de di~locaciones y su recorrido libre medio, Calcular el límite elástico del monocristal deformado. Dato: (J = (Jo + Gb ,tp; 5°_ Definición dcl tamaño de grano ASTM. Culcular el número de granos por milímetro cuadrado en un acero de tamaño de grano 7 ASTM. Influencia deltamaiio de gnmo en el límite elástico y en la temperatura de transición de un acero, Chur un tratamiento térmico para ufino del tamaño de grano. 6°_ Calcular los pon:entaje:s de CO y C0 2 en unu atmósfera para la cementación de un acero 0.2% C a 105(fC. E.\pesor de la capa cemcmada tr..... un tratamiento de 24 hum". Estructura delllCcro. Número de saltos reales efectuado. en media, por los átomos de carbono. Aplicaciones de este tr.ltamiemo. Datos: toG o de la n:acción de Boudouard: 4O.800-41.7.T cal.
Dl= 0.25 exp (·35.000 callRT) cm 2
,
cAPíruWXI 1.- Enumerar algunas razones que hacen aconsejable el empleo de la curva real de tracción en \'ez de la curva ingenieri!. para materiales metálicos: y determinar los valores de 0r y E en función de la tensión aparente (JA y el alargamienlo A = (L-LoYLo. 2.- Demostrar la relación existente entre el coeficiente "n'- y el alargamienlo uniforme fu: Yque dicho coeficiente "n" no es lo mismo que el ritmo de crecimiento de la acrillld da/dE.
3.- El cOé:ficicnte "n" obtenido a panir de la curva rcal esfuerzos-deformaciones ha resultado ser DA en una chapa dc latón. Indicar cu.il es el valor del alargamiento de la probeta (L-Lo)lLo. en el momento de iniciarse la estricción por tr.teción. 4,- Desde el punto de vista de la cooform¡lcióo mecánica. ¿qué ventajas present¡¡1l los materiales con un alto valor de "n",! 5.· Para que el alargamiento total de una probeta metálica. una Vl:¡; rota por tracción, resultara indcpendiente dc la dislancia entre tntlOS lo. justificar cuál deberla ser el valor de lo. 6.- Dos ensayos de tntcción realizados COfl idéntico Aluminio comercial han dado -en el ensayo Iulbitualmente empleado en ingeniería. diferentes resullados de alargamiento lot1l1 ha.~ta roturJ.. Justificar eSla apare",e anomalía. 7.· Rv.onar por qué la relación R.JRm.límite ellisticolcarga de rotur.l. talizado que en el latón recrislalizndo. 8.· ¿Por qué
e." menor en el Aluminio recris-
e." una buena cualidad para el estirado que el valor del coeficiente "n" sea elevado?
9,- El coeficiente "n··. otJlenido a panir de la curva real de
esfuerzos-deformaci~ ....
ha resultado ser
CIENCIA. E INGENIERJA DE MATERIALES
664
0.1. Indicar cuál es el valor del alargamicnlo de la probeta (L-LJlL". en el momenlo de iniciarse la eSlricción por tracción. Compárese con el resultado obtenido en c:I ejercicio 3. ¿Qué consecuencias deduce? 10.- Basándose en la e<:UaciÓfl de Ludwik demostrar que es posible -Ial como ocurre poi" ejemplo con ellitanio- que el -ritmo de acritud" sea alto y el valor de "n" pequeño; o bien, que el ritmo de acritud sea aho y el cocficienlC "n" tambi~n allo (como. por ejemplo en los lalones). 11.- ¿Por qué. si se ensayan a tr.JcciÓll dos probetas ciHndricas de un mismo material metálico e... preciso que entre ambas probelas exista una relación de semejanza geomélJica para que los alargamientos a rOlura AT resullen iguales? ¿Cuál es esa relación de semejanza?
12.- Si la disminución de sección. S, durante el ensayo de tracción de una probeta cilíndrica sigue en función del tiempo, 1, en toda su longitud una ley lal que dS/dl '" k, ¿el alargamiento, A%, en el ensayo resultará mayor, igualo menOf al aumentar la separación entre lrazos. L,,1
13.- Justificar las diferencias entre el diagrama de tracción de un acero y el diagrama de Iracción de ese acero después de defonnado pláslicamente y envejecido por atmósferas de Coltrel!. 14,- El límite elástico. Re' depende de la orientación del monocristal respecto al eje de tracción (Ley de Schmid). ¿Por qué en el agregado policristalino R,.. es. generalmente, independiente de la dirección de tracción'! ¿Por qué Re es mayor en el policristal'!
15.- ¿Por qué el límite eláslico a lracción de un material podría verse afectado por una defonnación a compresión previa?
16.- En relación con las siguienles propiedades mecánicas: dureza. módulo de Young. límile eláslico, valor "n", carga de rolUra por tracción. alargamiento 100al una vez TOlO el malerial por uacción. Señalar aquellas que. para un mismo malerial metálico, aumentan si ellamaño de grano disminuye; y, precisar también, si alguna de esas propiedades es independienle dellamaño de grano. 17.- ¿Aumenta el ritmo de acritud con el tamaño de grano. durante la defonnación en fño? Razónese la respueSla. ¿Y el coeficiente "n" de endurecimiento por defonnaci6n?
18.- ¿Cómo justificaría que. cuanto menor es ellamaño de grano de un malerial melálico. su tenacidad resulta mayor?
19.- l.Es posible aumenlar el Iimile elástico de una aleación y. simultáneamente. su lenacidad? Razónese.
20.· Si la longilud crílica de una grieta para producir rolUra cataslfÓfiC',l en un material es al para el esfuerzo 01' ¿cuál podría ser la longitud crilica de esa grieta para un esfuerzo aplicado igual a 0114?
21.· La alúmina tiene un factor crítico de inlensidad de tensiones k,c de aproximadamente 3 MPa -Jm. Ciertas muestras cerámicas. de AI 20 J • presentan discontinuidades superficiales de j (profundidad máxima) aproximadamente igual a 30 11m. Estimar la carga de rotura a {racción de esas muestras. ¿Por qué las cerámicas son más resistentes a compresi6n que a trácci6n?
22.- Para comportamiento a fatiga. ¡.es favorable o desfavorable un tamaño de grano fino? ¿Y el tamaño de los precipitados y de las inclusiones? 23.- Una barra de duraluminio. somelida a fatiga entre 0rnu '" 200 MPa YO¡nin '" O. presenta una grieta de 2 mm de longitud. Dicha grieta se propaga hasta la rotura de la pIeza. Se pide: - Calcular el !amaño erílico de grieta. - Número de ciclos de tensión allernada que resisle la barra hasla su rolura. - ¿Qué efecto tendría sobre elliempo de vida de la barra. una disminución de la tensión máxima, 0rnu' a 100 MPa? Datos:
klc"'" 35.5 MPa
"m
5.7 lO-l(MPa"m)-4 m
665
CUESTIONARIO)' PROBLEMAS
Re = 350 MPa: Rm = 450 MPa: A=IO% 24.- Calcular el limite elástico de la aleación AI-4".lCu (duraluminio) en al estado de temple; b) ~ta do de bonificado (temple y madur.ación). ¿Qué consecuencias deduce'! ¿Catalogarla el duralumlnio como un material de media resistencia'! Aplicaciones. Datos del Al: G = 27 GPa; a = 4.~ Á: fl) = 7%; tamailode la fa!;c 7 ASTM: K. = 0.5 Kglmm ll2.
e. 100 Á; tamaño de grano.
25.- La aleación Cu-2% Be presenta endurecimiento estruclUral tras hipenemple desde 80CfC. deformación en frío y revenido a 32O'C. Se pide. a) Calcular e1límitc e1iistico aproximado de la aleación madurdda. Ponderar la contribución de los diferentes factores de endurecimiento. Datos: G = 46 GPa: distancia entre precipitados. 125 Á; densidad de dislocaciones, 101l/cm 2 ; parámetro de red del cobre. 3,6 Á.
b) ¿Catalogaría esta aleación como de baja. media o alta resistencia" j, Y con respecto a otras aleaciones de base cobre que conozca? En otras aleaciones de Cobre, NíqueL Hierru -de endurecimiento estructural-o ¿cuáles suelen ser las fases endurecedoras? 26.- Calcular el límite elástico de un cobre comercial recristalizado con tamaño de grano 7 A5TM. Datos: e = 47 ePa; K ig = 1,0 Kglmm Jl2 , La earga de rotura del Cu es 240 MPa. ¿Qué puede deducirse del valor obtenioo del cociente límite elástico/carga de roturo'!
Problt!mo A
9 chapas de cobre en estado recristalizado se deforman plásticamente por laminación. de modo que las muestras se alargan y adelgazan. sin modificarse su ancho. Los incrementos de longitud son de 1, 10.20.30.40.50.60.10 Y 100% respectivamente. Además se efectuaron huellas de dureza Vickers en las 9 chapas despues de laminarse, obteniéndose las cifras siguientes: Deformación: 0,01
0.1
HV (MN/m 2)
606 756 810 951
423
0,2 0.3
0.4
0.5 1029
0.6
0.7
\.0
1080
1116
1170
En el supuesto de que el ensayo de dUrel.3 introduce en las muestras una deformación aproximada del 8%: y de que el valor de la dureza es tres veces el límite elástiCO real de la chapa con un 8% de deformación añadido. representar la curva aparente (ingenieril) de tracción. Delerminar además: 1°· La carga de rolUra del Cobre. 2°_ La deformación a la que comienza la rotura (eslrícciÓn). 3°_ La reducción de área en el comienzo de la rotura (estricción). 4°_ El trabajo necesario para romper en tracción 1 cm 3 de Cobre. 5°_ Si el proceso de laminación introduce una densidad de dislocaciones igual a 10 12/cm 2. calcular la energía almacenada en el melal por dichos defectos. Compararla con la obtenida en el Apanado 4. ¿Qué consecuencias deduce? Dalos: e = 5,10 11 dina§/em-; UCu = 3.6 Á. 6°· ¿Por qué el Cobre adquiere tan rápidameme acritud .., endurecimiento por defonllación en frío? ¿Qué otros metales o aleaciones tienen este mismo componamiento?
7"'. La energía de enlace del Cobre es 3.5eV/álomo. Evaluar. aproximadamenlC.'. la concentración de lagunas. en equilibrio termodinámico, a la temperalUra de 1000 C. Calcular el número de saltos y el recorrido libre medio. en distancias interatÓmícas. quc efectúa un átomo de cobre por segundo. Dato: Do'" 0,3 cm 2/s.
CIENCIA E fNGENIERIA VE ,HATER1ALES
666
8°_ ¿Qué temperatura rncdi;¡ emplearía para recristalizar un Cobre laminado en frío" Inlluencia en el
tamaño de grano recristalizado de la temperatura tiempo y energfa conferida por la deformación previa. D:llo: TE = IU83'"C. 9°_ Determinar la longitud CríliC;l de grieta en este cobre sometido a una
len~ión
de 200 MPa. ¿Qué
nmsecucndas deduce'! 100- En dicho Coorc.¿4ué probabilidades tendría una grieta de J mm de longitud de propagarsl;: fatiga?
pOf
Prohll'IIW B.
1°_ Dcrnoslr¡¡r 1<.1 fórmula VHN = 1.8544 P/d 2 . Siendo: P. carga aplicada: d. diagonal en superficie de la huella cuadrada producida. El penetrador Vickers es una pirámide de diamante. de base clwdrad¡¡. con un ángulo diedro de 13h". 2°· Las l:argas selecciorwdas en el ensayo de durela Vickers son: l. 2.5. 5. 10. 20. 30 Y 50 Kg. Si las estimaciones de la durez¡¡ son más exadas cuando las diagonales de la huella producida son dc 0.5 mm" ¿qué cargas seleccionaría?: al en ¡¡Ieaciones de aluminio de durel.a VHN == 20'! b) en latones de dure7.U VHN '" 61l'! cl en aceros de dureza VHN '" 200'! I'mhll'mil
e
VIl alambre de <.Icero 1060 (acem al carbono con un 'ff e = 0.60. perlítico) de I mm de diámetm se recubre con un<.l vaina de cobre alcanzando el bimetálico un espesor de 2 mm, Calcular el coeficiente de dilat¡¡l:ión lineal del material compuesto. Datos: E IAl:ero) 205 OP<.I: E (Cobre) 110 OPa. (Mcro) 11.0 10·/>°C- 1 : (Cobre) 17.0 1O-b oC- 1
=
=
=
=
I'mNI'II!u D
En un materi<.ll compue,to de libras unidirel:l:ionales Kevl<.lr en una matriz epoxy calcular -y coment<.lr los resultados obtenidos- 1m módulos de Young en dirección perpendicular y paralela a la disposición de las libras en la m<.ltri/. cuando la fracción en volumen de libras es de un 60%. PmNI'IIJiI E
Calcular la tensión critica de fractura de una cerámica en la cual el tamaño medio de los defel:tos de elaboración (grietas) es de 6() p.m. Comparar el valor obtenido en el matcrial l:crámico con el que podía presentarse en un metal que tuviera el mismo tamaño medio de defectos. ¿Se podrá alcanzar el límite elástico teórico en el material cerámil:o y metálico? Comentar los resultados obtenidos. Datos: Ke (cerúmil:!)) == 5 MPa mO. 5 K c (md<.ll) == 100 MPa mO. 5 E (cerámico) = 200 OPa E (metal) = 100 OPa
CA/'íTULO XII 1._
¿QUt~
se entiende IXlr acritud crilic) para reeristalizaei6n estática? ¿Cómo v<.lría con la temperatu-
ra'! 2.- Consecuenl:ias que se derivan de un aho v<.llor de 1<.1 energía de defectos de apilamiento para metales del sistema cúbico centrado en las l:aras. en cuanto a: la deformación en frío. la restauración. y la larnirwción en caliente.
CUESTIONARIO Y PROBLEMAS
667
3.- OurJnte la re... tauración estática del aluminio disminuye en dureza, en tanto que en la restaurJción del 1:lIón a no ocurre así. Justiríqueno;e las razones e.<;tructurales de eMe tJiferellle com¡:JOflamiento. 4.- Correlación entre defonnaci6n en frío, acntutJ critica. temperntunt de recristalizaciÓll estática. y tamaño de grano al ténnino de la recri"talización primaria. 5.· Una chapa de aluminio es laminada en frio reduciendo su espewr a la mitad. Otra chapa de e..la mIsma aleación se lamina en frío reduciendo su espesor ~ hasta cM. Se pide: - ParJ recrisUllizar. ¿cuál de la... dos chapas ncre;itar.'í una temper.!lura má... alta? ¿Por qué'! - Si la temperatur.J empleada paro quc m;ristalicen ambas es la misma. ¡,cuál dc las dos chapas presentará menor tamaño tJe grJntJ p,1ra Igual ticmpo de r""C')(:Ido? - i'podría ocurrir. en algún ca.-.o. que la tempcrJtura escogitJa para re,·ristalización. pemlitie· r.J la recristalización de una de Ia.<; chapas pero no de la OIra'! Si así fuerJ. ¡,cuál sería la causa y cuál la chapa no recristalizada? 6.- Un hilo de Cobre trelilado en frío recristaliza un 50'} a la temperalUra de 400C en 5 minutos; y a 300'C en 40 horas. ¡,Cuánto lardaría en rccrislalizar parcialmente a temperatura ambiente'! -Significado de la energía de activación para la difusión Q y su rci:lci6n con la lemperatura de soliditicaciÓn. -Si !\C trata de un Cobre para aplicaciones eléctricas. ¿qué requisitos habría de cumplir') 7.- [ntluencia de las texturas 11111 y 11001 en el coeticicme R de anisotropíu de Lankt"ord. de chap;... de aceros fcrrfticos parJ cmbutición. JustificllT las diferencias microestruclUmles .y sus consecuencias en cuanto a propiedades-o entre tJos aceros de muy bajo cOllfenitJo en eartxlno (igual en ambos), laminados en frío y posteriormente recristalizados: uno en hllmo de campana (BAF) y otro por recocido continuo (CAPL). 8.- Al recocer un aluminio agrio. ¿cómo podría obtenen.e i!,ual resistencia con mayor alargamiento? Efeclllado así el tratamiento. ¿la~ orejas tJe embutición serían más.) menos pronuneiada...? 9.- El tiempo llCCesario para rttristalizar un 50% de un material metálico deformado en frío un 9K'l· sigue una ley del tipo: Ih~ "" A txp(-QIT). Para otra reducción en frío del 80% '3 la misma lemperJtur.l T-, ¿el correspomhente valor de Q sería igual. menor o ma)or? 10.- ¿Por qu~. a '·eces. un Aluminio deformado cn caliente presenla una estructurJ micrográfica apa· rentemente agria'! 11.- La \'elocidad de deformación en caliente para ulla dada. viene ddinida por la e:tópr<:sión f. "" C e:tóp (-Qff), ¡,Cómo podría delenninarse experilncmalmcnte d valor de Q mctJiante do~ ensayos reali· zatJos respectivamente a temperatuTll T t y temperatura T 2?
12.- En un acero de contenido en carbono inferior a 0.1% se desea incrementar su resistencia mecánica y -al mismo tiempo- su tenacidad metJianlc '"Iaminación controlada". ¡,En qué consiste y l'uáles son los efectos de esa laminación controlada'! 13.- Un ncero con 0,15% C y pequeños comenidos en Fósforo y Silicio (aSl como de Azufre y Mang¡lneso, que aparecen en forma de sulfuros) presenla a temperatura ambiellle. Iras laminación en fase. una cstructurJ. de bandas alternas de fcrrita y perlita. ¿Los sulfum~ ¡tpareccn alojados prefcrcl11Cmellle en algunas de esas bandas" Razónese. Teniendo en euenta los orígenes de la estructura bandeada en acero.., indicar c6mo podría lograr.'>C eliminar. o almcnos atenuar. esa estruclUra cn bandas. 14.- Ley de componamiento p3Tl1 la defonnación a alta lemperatur..: y justificar si sirl"c igualmente para la deformación en caliente y parJ el creep. I S.- Señalar la~ analogías e:tóistentes -y las tJiferencias- entre la defonnación por "creep" y superplasticitJatJ. Venlajas e inconvenientes del confonnado superpláslico. 16.- Para un matenal trabajando en fluencia lenla -""creep"- dibujar en esquema la "ariación de Een funcIÓn de t -para una delerminada T- según que las cargas aphcatJas <;ean al' 01' a, ; se \'Crifica al> 02> ato
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CIENCIA E INGENIER/A DE MA,TERJAI-ES
17.- A diferentes temperaturas se han determinado experimentalmente las cargas que, aplicadas durante I hora, producen al cabo de ese tiempo la rotura por "creep" de un cieno metaL Sabiendo que en la ecuación de Larson-MilJer: T(C] + 19 Ir) = L (siendo T la temperatura y Ir el tiemJXI hasta rotura), resulta ser el independiente de la carga aplicada. lustificar que ·a partir de aquella curva experimental- puede conocerse el tiempo al cabo del cual rompe el material por "creep" al aplicar una tensión a I a temperatura constante T [. 18." El parámetro el de Larsnn-Miller puede delenninarse -aplicando una misma el," a dos temperaturas diferentes 1'[ y 1'}. Sllpóngase que ti y 12 son los tiempos respectivos para rotura por "creep" de esas dos probetas del mismo material. Determinar el' 19.- Ensayos de f1uencia realizados con un acero inoxidable austenftico a 55O"C durante 300 h. bajo una tensión de 350 MPa, produjeron una deformación por f1uencia E = 0.12; Y una deformación de E '" 0.08 cuando estuvo sometido a la misma temperatura, durante 1200 h, a una tensión de 245 MPa. Calcular la tensión máxima admisible para que la deformación sobrepase -a dicha temperatura- el 1% durante 10.000 h. Consecuencias. 20.- Una riostra en una caldera de central térmica estaba diseñada para soportar una tensión de 25 MPa a 62O"C; en estas condiciones, su velocidad de f1uencia estacionaria sería epsilon E'" 3.1.1 O-12s-l. Sin embargo, las condiciones en servicio se han visto alteradas de modo que ha tenido que trabajar a 700C bajo una tensión de 30 MPa. Calcular, en este caso, la velocidad de f1uencia estacionaria. ¿Conseguirá la riostra no sobrepasar la máxima deformación admisible, 1%, en las \00.000 horas de trabajo previstas? 21.- Al observar micrográficamente una tubería de acero al carbono. después de 80,000 horas de funcionamiento. en servicio, en un inten:ambiador de calor de una celllraltérmica. muestra la aparición de grafito. a) ¿Es posible esto? Razónese. b) Justificar las ventajas e inconvenientes de la presencia de grafito en esa tubería. 22.- Calcular el tiemJXl necesario pam eliminar la macro y microsegregación del carbono en un slab de 200 mm de espesor y 1000 11m dt;; tamaño de grano, durante su homogeneización a l200'C. ¿Resultaría dicaz dicho tratamiento para homogeneizar en composición otros elementos de aleación o impureza~, Si, Mn, P. S. etc.? Datos: Do = 0.25 cm 2/s: Q '" 35JXXJ callmoL Después de tratamiento termomecánico -Iaminación en caliente- o normalil.ado, ¿qué aceros podrían presentar "eslructura bandeada"? Influencia del "bandeado" en las propiedades mecánicas y maquinabilidad de dichos aceros.
CAPíTULO XIII 1.- Con un mismo malerial se desea fabricar una viga de longitud L t y peso PI' ¿Cómo puede mejorarse su rigidez y eficiencia cstruclUral? 2.- Una columna cilíndrica de altura L 1 y peso PI' ¿resultaría igualmente rígida si su sección es maciza o es una corona circular? 3.- Habría diferencias de comportamiento a pandeo en columnas cilíndricas de igual peso, según se trate de acero dulce o JXllieti1eno? 4.- ¿Por qué para mayor rigidez. en embalajes. se emplean cartones ondulados? 5.- ¿Por qué resulta necesario "armar" el hormigón? 6.- Una placa de longilUd L¡, anchura W¡ y peso PI' ¡,qué diferencias de peso presentaría -para igual rigidez- cuando se fabrica con acero y CFRP? Expresar porcentualmente la diferencia. 7.- Se desea fabricar depósitos esféricos, de radio r y peso P fijos, de pequeños espesores t, destinados a Irabajar a una determinada presión interna p. Se pide tenninar la relación teórica entre k tC y la densidad de los diversos materiales con los que podría elaborarse el depósito para que una perforación de la pared no llegara a producir fractura inestable catastrófica. 8.- Enumere algunos factores que inciden en el coste JXlr unidad de peso.
C;. de un material estructuraL
CUESTIONARIO Y PROBLEMAS
669
9.- Ventajas e inconvenientes de emplear CFRP en lugar de acero para carrocerías de automóvil.
10.- ¿Tiene sentido preguntarse· cuál es el mejor material para una determinada aplicación? 11.- Razones por las que se utilizan los aceros bonificados cuando las piezas deban estar sometidas a esfuerzos ciclicos. 12.- ¿Ptt~ no es lógico utilizar un sóIoacc:roparn ~ a tasexigcnciasdel comportaJTtieoca fatiga? 13.- ¿No bastaria un sólo acero bonificado para fabricar cualquier pieza resistente a faliga. de diámetro inferior a 120 mm y Rm inferior a 1300 MP.J? 14.- ¿Por qué se prefieren piezas moldeadas a piezas forjadas pra resistencia al ··creep··? 15.- ¿Utilizarfa -en servicio- un acero templado y revenido por encima de la temperalUra eutectoide? 16.- ¿Qué seria necesario precisar respecto al Aluminio cuando se dice que su límite eláslico es 40 MPa7 ¿ Y si este valor fuera el doble? 17.- Enumerar un orden de elección entre CFRP. aluminio. 1i6AI4V. acero dulce y acero HSLA-para. barras sometidas a flexión- según prime rigidez. resistencia a la deformación pláslica. economía o ligereza. 18.- Para el caso anterior. señalar un orden de preferencia. después de realizar un análisis atributivo. ponderando de igual modo rigidez, resistencia, economía y ligereza. 19.- ¿Podría llfinnarse que la temperatura de fusión de una aleación es el faclor determinanle para el comportamiento en servicio a elevada lemperatura? 20.- Para platafonnas marinas y barcos rompehielos. ¿cuál podria considerarse un material adecuado? 21.- ¿Los vidrios y cerámicos. tienen igual resislencia a trncción y a compresión? 22.- Las caracteristicas mecánicas del Be lo hacen interesante en la industria aeroespacial por su resistencia al pandeo. Razónese la afirmacion anterior y compárese su comportamiento con el del acero. Titanio y Aluminio. Problema A.
Se dispone de tres tipos de vigas de la misma longitud y peso fabricadas con un mismo material metálico: de sección cuadrada. de sección rectangular (con altura igual a dos vttes la base) y de sección circular: - Comparando la viga cuadrada con la rectangular. calcúlese el aumento de rigidez que supone el empleo de una de ellas -¿cuát de las dos ?- en vez de la Olra. - Comparando la viga de sección circular con la de sección cuadrada calcúlese el aumento de resistencia a la defonnación plá~{ica que supone el empleo de una - ¿cuál?- en vez de la otra. Probl~ma
8
Se dispone de placas rectangulares de iguallongilUd y anchura -e igual peso-. pero de diferentes materiales (distinto límite elástico o): -Para lograr una ciena resistencia a la deformación plástica -igual en todos los casos - ¿cómo puede delerminarse el espesor de cada placa en primera aproximación. utilizando mapas (o. p) de materiales ? -Suponiendo que se conoce el coste por unidad de peso de los diferentes materiales estimar de modo gráfico aquellos materiales con los que resultaría menor el coste de esas placas cuaodo se desea obtener una cierta rigidez igual en todos los casos. -¿Impoodria alguna reserva a los resultados obtenidos en apanados anteriores cuando se comparan materiales metálicos con materiales cerámicos y con materiales polim6ricos?
670 ProblerrUl
CIENC/A h,' INGENfER/A DE MATERIAtES
e
Se trata de seleccionar materiales para fabricar placas metálicas que han de trabajar a flexión, l:Omo vigas. 1.:011 igual rigidez para un mismo momento fleclOr M [. Las dimemiones longitudinal y transver· sal de las placas han de ser igualt;:S en todos los casos, pudiendo variar el espesor t .SI;: pidt: . de entre el conjunto de maTeriales indicados más abajo determinar el que proporcionaría placas de : a) menor peso: b) más baratas Materiales 11 elegir (rt:f Tabla XIll.I):AluminiollOO recristalizado. Duraluminio 2014 madurado. Acero HSLA. Acero dulce. Titanio G 2. Prohlema D
Selección de maleriales para la fabrical:ión de una viga de sección cuadrada A y longitud dada L que dcba soportar un esfuerzo F en condiciones de a) mínimo peso: b) mínimo coste: cl de análisis atribotivo l;on un factor dcl 50% asignado al peso y otro del 50% asignado all;llstC. ¡,Qué consecuen· cias deduce cuando los materiales elegidos son hormigón armado. acero de construcción y epo"y rcforzada por fibra de carbono? Datos:
lK¡:Lm'l Hormigón armado Acero dc construcción Compositt: epo"y-carbono
2400 7800 1500
RiMI'J!1 400 300 650
~"LiL!il:J 0.3 0.5 200
APÉNDICE: FUNDICIONES (re! "Materiales para Ill¡;:ellierfa. Fundiciones Férreas" l.A. PeroSanz. Ed. /)osml, 1994). 1.- Justificar si una fundición puede ser blanca y gris al mismo tiempo.
2.- Comparar la resistencia mecánica de una fundición gris de clase 20 con la de la perlita. ¿A qué atribuiría la diferencia observada? ¿Cómo aumentar la ··clase" de una fundición?
3,· En las fundiciones grises laminares perlíticas. cuanto mayor es el contenido en carbono. la carga de rotura Rm ¿es mayor o menor?
Jllstifíque~e.
4.- Representar. apro"imadamentc. el perfil de durezas HRC obtenido sobre una probeta en ·'cuña" empleada para medir la tendt:nl;Ía al blanqueo en una fundición, ¿A qué estructuras corresponden los máximos y los mínimos de dureza obtenidos'!
5.- Durante la decarburación del arrabio para obtener acero. una de las operaciones de la marcha recibe el nombre dt: "período de decarburación": durante él se dice que el convertidor "ronca y vibra violentamente pues el baño se ha espesado y el o)(ígeno pasa a través con dificultad". Con base en la teoría de la solidificación de aleaciones, justificar por qué se espesa el baño en ese período de decarburación. si~tema estable Fe-C está constituída por austenita y grafito, y se foona a temperatura constante 1154°C. ¿La eutéctica de austenita y grafito en el sistema Fe-C·Si solidificará a tcmperalllra constante? Razónese la respuesta.
6.· La eutéctica del
7.- Para obtener por moldeo una pieza grande de fundición gris. ¿se requerirá más. o menos. silicio que para una pieza pequeña de fundición gris de idéntico contenido en carbono? ¿Por qué?
8.- Correlacionar distintos tipos de grafito, l;on las velocidades de solidificación y composióón de las fundiciones grises.
9.- Dos fundiciones tienen la composición química siguiente: A) 3,4% C, 0,25% Si, 0,6% Mn, 0,03% S. 0,05% P B) 3.0% C, 3.60% Si, 0,6% Mn, 0.03% S. 0,30% P Detenninar la naturaleza potencialmente blanca o gris de dichas fundiciones y su estructura micro-
CUESTIONARIO Y PROBLEMAS
671
gráfica. ¿Cuál de cllas poseerá mayor facilidad para el moldeo (colabilidad) y mayor resistencia al desgaste? 10.- De algunas fundiciones grises suele decirse que tienen el inconveniente de "hincharse" al ser calentadas: por transformación en estado sólidu de la cementita en grafito. Según ello. ¿qué ti¡xJ de fundicinne~ grises estarían exentas de este defecto? ¿Presentan este inconveniente las fundiciones blancas? 11.- Razonar sobre los tipos de estructura de matriz, en las fundiciones grises. más favorables para resistencia al "hinchamiento ténnico··. 12.- Para estanqueidad de una fundición gris ,onvienen altos o bajos carbonos equivalentes? Razónese. 13.- Razonar sobre las diferencias -en cuanto a límite elástico- entre las fundiciones grises laminares. esferoidales y maleables. 14.- Para objetos ornamentales de fundición gris -estatuas, farolas. tapas de registro. et'- suelen emplearse fundiciones de carbono equivalente igual al eutéctico. ¿Por qué'! 15.- Con base en la encrgía libre de supcrfkie sólidolva¡xJr razonar sobre las precauciones necesarias para soldar ¡xJr braseado de una fundición gris. 16.- Cierta aleación férrea. templada. tiene una carga de rotura de 1750 MPa: y el valor de dicha carga en estado normalizado es 1730 MPa. Indi,ar si la aleación es la a). b). c). d). e): a) fundición blanca: b) fundición gris: c) acero al carbono: d) acero aleado: e) acero amagnético. Se indi,arán las razones por las que se ha elegido la aleación. 17.- ¿Es posible una fundición gris inoxidable (%Cr> 12)? 18.- En las fundiciones grises laminares perlíticas. cuanto mayor es el contenido ,arbono. la carga de rotura R m. ¿es mayor o menor? Justifíquesc. 19.- Razonar sobre el empleo a que podría destinarse una aleación férrea de composición: 3.5%C. 2.5%Si. 0.5% Mn. 0.1 % P. 0,012% S. 20.- Basándose en consideraciones micrográl1cas. indicar y justil1car euoil de estas fundiciones grises presentará mayor carga de rotura. y cuál mayor facilidad para moldeo (colabilidad): 3.25% C. 2.2% ,Si. 0.5% Mn. 0.2% P. 0.1 % S (fundición A). 2.85% C. 2.2% Si. 0.7% Mn. 0.1 % P, 0,1 % S (fundi,ión B). 21.· Justificar las razones por las cuales elegirla -entre las composiciones químicas que se acompañanla composición más adecuada para fabricar en fundición gris: "Piezas delgadas de alta resistencia", "Piezas de ornamentación". "Pieza~ de maquinaria de espesor grande" Composiciones: A) 3.25% C. 1,25% Si. 0.50% Mn, 0.25% P. B) 3.5 % C. 2.5% Mn, 1% P. C) 2.75% C, 2.25% Si. 0.5% Mn. 0.10% P. 22.- Por decarburación de una fundición blanca podría obtenerse una estructura micrográfica similar a la de los aceros ferrlticos. Por carburación del acero en estado sólido -mediante una adecuada mezcla de CO y C02 que proporcionara C naciente-o ¿podría alcanzarse pcriféricamente una estructura similar a la de la función blanca? Razónese la respuesta. 23.- ¿Por qué -o por qué no- es soldable por soldadura autógena la fundición maleable americana? 24.- ¿Por qué (o por qué no) parece correcta la siguiente composición química. resultado de un análisis de fundi,ión maleable americana: 2.5% C. O, 15% Si. 0,5% Mn. 0.15 % S. <0.10% P? 25.- En un catálogo se lce que la función maleable americana ferrítica puede templarse. ¿No se tratará de un error de catálogo? Razonar la respuesta. 26,· A la temperatura ambiente. una detenninada fundición maleable americana tiene matriz ferrí
672
CIENCIA E INGENIERJA DE MATERIALES IÍca. ¿Es solúable por soldadura oxiacetilénica? ¿ Y si se tmtase de una fundición maleable europea?
27.- Dos piezas de fundición maleable americana han sido soldadas por fusión. Indicar -mencionando las razones que inclinan a suponerlo- cuál será la estructura micrográfica observable, precisamente, en la unión soldada. Plantearse la misma cuestión si de dos piezas de fundición maleable euTOpea se tratase.
28.- Las fundiciones ADI, ¿son blancas o grises? Ventajas que supone el empleo de fundiciones ADL
29.- En el tratamiento de las fundiciones ADJ, ¿daría ellratamiento austempering a un redondo de gran diámetro?¿Por qué? 30.- En una aleación binaria Fe-C, con S%C. determinar los porcentajes en peso de Jos diferentes tipos de CFe3: cementina, proeutéctica, eutéctica, proeutectoide, perlítica y vermicular. E indicar las propiedades más características de esta aleación. 31.- Una fundición blanca tiene de composición 4%C, 0,9% Si, 0.11% Mn, 0,06% P Y 0,010% S. ¿Cómo puede justificarse que en su microestructura aparezca cementina primaria? Calcular el porcentaje. 32.- En una fundición atruchada con 3,25% C, el 50% del líquido eutéctico ha solidificado según el diagrama estable Fe-Grafito y el 50% restante según el diagrama metaestable Fe-Cementita. Se pide calcular las proporciones de grafito y ledeburita en la estructura de solidificación (suponiendo, por simplicidad. que las dos eutécticas coinciden en temperatura y composición química). 33.- La estructura micrográfica de una fundición Ni-Hard, de composición 3,2% C, 3,5% Ni, 1,2% Cr, 0,4% Mn, 0,5% Si, presenta gran proporción de austenita residual. Explicar sus causas. 34.· ¿Qué nombre recibe la fundición cuya composición es: 2,35% C, 6% Si, resto hierro? Aplicaciones. 35.- Diferencias más significativas entre la fundición Fe·3,5% C y otra fundición que, con el mismo contenido en carbono, contiene además 16% Si, Temperaturas Al y A3 de ambas fundiciones. 36.- Justificar las razones por las cuales elegiría -entre las composiciones químicas que se acompañanla mas adecuada para fabricar, en fundición gris laminar: "piezas delgadas resistentes a tracción". "lingoteras", "elementos resistentes al hinchamiento térmico y de~gaste". Composiciones: al 3,8% e, 1,5% Si, ),9% Mn, 0,20% P, 0,07% s; b) 2,75% e, 2,25% Si, 0,9% Mn, 0.10% P. 0,07% S; c) 1% e, 16% Si. 0,4% Mn. 37.- Entre las fundiciones altamente aleadas ellisten dos de alto contenido en silicio: 1% C y 15% Si una de ellas; y 2,35% C, 6% Si, la otra. Se pide: - comentarios referentes a la relación existente entre naturaleza y propiedades de cada una de estas fundiciones (¿blancas o grises?) y su composición química. - constituyente matriz de cada una de esta fundiciones a temperatura ambiente y constituyente matriz al ténnino de la solidificación. - ¿Es lógico que la fundición con 15% Si, tenga menor contenido en carbono que la fundición de 6% Si? 38.- Requerimientos generales en servicio de las fundiciones "altamente aleadas". ¿En función de su estructura (consúltese el mapa de la Fig. IX.39) cuáles podrían ser las aplicaciones de las fundiciones cuya composición se acompaña?: a) 3% C - 30 % Cr; b) 3% e - 15% Cr: c) 1% C - 35%
e"
Problema A 1° - Admitiendo que las líneas "sólidus", "líquidus" y de "transfonnación" del diagrama Fe-C meta estable son líneas rectas, se pide -suponiendo que la aleación es binaria- detenninar los por cenlajes en peso de los siguientes.Y.illQID en la aleación Fe-3% C,
CUESTIONARIO Y PROBLEMA.S ~:
673
~..
cementita procutécticll e cemenlila euléclica ccmenllla procutecloide C pe cemenlil3 libre (es decir. que no consliluye la perlita) Cl Ce cemenlila eutecloide Fl ferrita libre (que no constiluye la perlita) FT ferrita 1000a1. 2°· Temperaluras de l;"omienzo y final de solidificación. 3°· Estructura y propiedades de la aleación enfriada hasla la lemperalurJ. ambiente (resistencia mecá· nica y al dc:sgaste. tenacidad. maquinabilidad. elc.) Problema B
El tiempo transcurrido·a lemperalura constante- para la total solidifil;"aciÓll de un peso p. de fundiciÓn gris euléctica. en condidones de equilibrio. ha resultado ser ti' Una l;"antidad igual de peso. PI_ de otra fundidón gris hipoeutéclica. tardó en solidificar. a la lemperalura eutéctica. en condiciones de equilibrio. 0.4 l•. Se pide: 1°_ Detenninar el contenido en carbono de esa fundición hipoeutéetica. 2°· Tipos de grafito que podrfan aparecer ·según la velocidad de enfriamiento- en una u otra fundición. 3"· Par.. idénlica ma.'iividad de piezas fabricadas con ambas fundiciones. ¿cuál deberla contener mayor porcentaje en Si? 4°· Comparar sus propiedades: mecánicas resistencia. alargamiento. tenacidad; y otras: resislencia al desgasle. corrosión y maquinabilidad. Problema e
El tiempo trJllscurrido -a temperatura conslante- para la lotal solidificación de un peso P, de fundi· ción blanca eutéctica binaria, en condiciones de equilibrio. ha resultado ser 11 Una cantidad igual en peso. PI de Olra fundidón. hipoeutéctica binaria. lardó en finaliz.ar la solidificación a la temperatura eUléclici. en condidones de equilibrio. 0.6 l•. Se pide: 1"- Difereocias. en cuanto a .segregación priocipal. entre ambas aleaciones.
2"- Delenninar el conlenido en carbono de la fundición hipoetlléclica. 3°_ Paniendo del eslado de equilibrio. delenninar la lemperalura inicio de solidificación de la fundi· ción del aparato anterior. 4°_ Cantidad de cementita eutectoide que contiene la aleación hipoeutéctica. So. En función de la estructura micrográfica. justificar la maquinabilidad y tenacidad de dicha fundición. Problenw D
4.5 Kg de carbón .se disuelven en 95•.5 Kg de hierro fundido. Al enfriar. el carbono en cxceso se separa de la cUléclica en forma de grafito primario: y los 2J3 de carbono de la eUléclica 10 hace lambién en fonna de grafito (fundición alruchada). Se pide: 1°- ¿Qué % de grafito, eementita y perlita tendrla la fundición a la temperatura ambiente? 2°· ¿Qué % de grafilo. ccmenlita y ferrila poseerla la fundición a la lemperatura ambiente? 3"- ¿Qué % ·fracción área· del campo microscópico estaría ocupado por cada conslituyente. sabiendo que el peso específico del gn.fito es 2,2.5; el de la ferrila (auslenila). 7.86; y el de la ccmentila. 7.66? 4e_ Una mkrografla de fundición presenta el 4% del área ocupada por grafito; ]5% por ccmentila y 61% por ferrila. Suponiendo que el grafilo no .se haya separado inmediatamente después de solidi· ficar. ¿qué % de auslenita y ccmenlila (en peso) conlenía la aleación?
ANEXO 3 Factores de conversión de algunas unidades. TEMPERATURA Te~TK-273
~(TF
Te
-32)' 5/9
Te en grados Celsius; TK en grados Kelvín; T F en grados Fahrenheit.
LONGITUD 1 mUe (milla terrestre USA, UK) 1 milc naut (milla marina USA, UK) 1 yd (yarda)
l fl (pie) 1 in (pulgada) 1 J,tm (micrometro, micra)
.
~ 1609'344 m = 1853 m
.
~0,9144
m
. = 0,3048 . ~ 0,0254 = 10-6
m m
.
.
. = 10--9
1 nm (nanómetro)
I AO(Angslrom) .............••..... =
10-10
m m
ro
MASA I oz (onza avoirdupois) = 28,349527 g (gramo) I oz tr (onza tray Ó apothecaries) = 31,103481 g 1 lb (libra avoirdupois) = 453,592 g It (tonelada métrica) . . . . . . . . . . . . . . . = 1000 Kg ) ton (long ton, larga, tonelada inglesa, UK Ion). = 1016,047 Kg Ishton(toneladacorta,USAton) = 907,185Kg FUERZA l kgf (kilogramo fuerza l Ibf (libra fuerza) 1 dyn (dina)
~
. . .
~
9,80665 N (Newlon) 4,448 N
= lO-s N
ESFUERZOS Y PRESIONES ~ 9,80665 N/mm' (6 MN/m', O MPa) 1 kgf/mm' = 98,0665 bar (l bar = 0,986923 atmósferas) = 1442,3343 Ibf/in 1 (pound square inches, psi) = 1,442334 ksi (6 Psi; I Psi = 1000 psi) = 0,71116717 USA lOnf/in 1 = 0,63497067 UK tonf/in 1 = 100 Kg./cml.:loo atmósferas RESILlE CIA 1 kgf· m/cm 1 ~ 9,80665 Jlcm' ~ 9,80665 J l kgf' m
ENERGIA
I J Gulio)
~O,101972kgf'm 10 7 erg (ergios)
= = = =
~
0,2388 cal (caloría internacional, ca11T) 6,24' 10 18 ev (electron volts.) 9,478.10-4 Btu (British thermal unit) 0,7375 fUbf
POTENCIA
IW I kW (kiJowatio)
= I julio/segundo = 1000 W = 10 10 erglseg. = 1,34 hp (horsepower) ~ 737,5 ft IbfJseg. = 0,9484 «u/seg.
RESISTIVIDAD ELECfRICA (la conductividad es su inversa) 1
ohm mm 1 m
=
100 mierohro cm
= 39,37 microhm in = 10 .... ohm cm = 10-6 ohm ro
CONDUCTIVIDAD TERMICA t cal IT • m =0,01 163W/cm m2'h" oC =
Oc
8,063627 Btu in/r(l:· h' °F
MULTIPLOS y SUBMULTIPLOS DE LAS UNIDADES BASICAS Prefijo SCmbolo Factor de multiplicación de la unidad básica Teca Giga Mega kilo hecto deca
deci eenti mili micro nano pico fernto
atto
T
G M k h da d
e m
u n
p f a
10 11 lO' lO'
lO' lO' 10
10- 1 10-2 10-3 10-< 10-<
10-12 10-15 10-18
