UNIVERSIDAD DE ATACAMA DEPARTAMENTO DE METALURGIA

1
UNIDAD 5 TRANSFORMACIONES DE FASE CERCA DEL
EQUILIBRIO Objetivo Aplicar y analizar las
transformaciones de fase para obtener las
propiedades específicas de los materiales
requeridos en aplicaciones de ingeniería.
Temperatura Composición Presión
Transformación
Cambio externo
2
Transformación movimientos atómicos

• del orden de una unidad de distancia atómica
• menor que la unidad
• varias distancias atómicas

• Deseable aumentar propiedades mecánicas
• Indeseable precipitados frágiles en bordes de
  grano

Difusión
3

• Clasificaciones de las transformaciones
• a) Transformación adifusionales o martensíticas
• - Movimiento simultáneo de un gran número de
  átomos
• El movimiento relativo es menor que una distancia
  interatómica
• Ocurre en una dirección cristalográfica
  específica y en un plano definido
• b) Cambios polimórficos (alotrópicos) y de
  orden-desorden
• - Cambios que envuelve el reordenamiento de los
  átomos
• No involucra difusión
• El movimiento de los átomos es de una distancia
  atómica

4

• c) Transformaciones que involucran cambios de
  composición y dependen de la difusión
• Precipitación aparece una nueva fase en un
  rango de temperatura, como resultado de un cambio
  de solubilidad
• Dos fases originan una nueva fase o viceversa
• Una fase sólida reacciona con un líquido o gas
  para formar una nueva fase sólida (oxidación,
  reducción)

5

• Diferentes categorías de transformaciones de
  fase
• Precipitación
• Eutectoide
• Orden desorden
• masiva
• Polimorficas

6
Diagrama hierro - carbono
Acm
A1
A3
Diagrama de fase estable (Fe-G) y metaestable
(Fe-Fe3C) (Línea llena sistema metaestable,
línea segmentada sistema estable)
7

• Tres puntos invariantes
• Punto peritéctico 0,16 C y 1493 ºC
• b) Punto eutéctico 4,3 C y 1147 ºC
• c) Punto eutectoide 0,8 C y 723 ºC

8
a) Transformaciones alotrópicas Ferrita ?
Austenita ? Ferrita ?
9

• Ferrita ? BCC
• Solubilidad máxima de carbono 0,022 a 727 ºC
• Relativamente blanda
• Magnética por debajo de los 768 ºC
• Densidad de 7,88 g/cm3
• Austenita ? FCC
• - Solubilidad máxima de carbono 2,11 a 1148 ºC
• - No es magnética

10
b) Compuestos Cementita (Fe3C) Perlita
11
Nucleación y crecimiento de la perlita
12
Evolución durante el enfriamiento de la
microestructura de los aceros hipoeutecticos e
hipereutecticos
13
Acero hipoeutéctico mostrando ? primario (blanco)
y perlita (x400)
Acero hipereutéctico mostrando Fe3C primario
rodeado de perlita (x800)
14
Nucleación en sólidos Para que un precipitado de
fase ?? se forme a partir de una matriz sólida de
fase ?, debe ocurrir tanto la nucleación como el
crecimiento. En general, el cambio de energía
libre requerida para formar un núcleo sólido
esférico puede expresarse como
Energía libre de volumen (incluye el término
entropía). Este valor es siempre negativo bajo TE
(temperatura en que las dos fases están en
equilibrio) Energía interfacial, como la
superficie se está creando siempre, este valor es
negativo Energía de deformación elástica, valor
positivo ya que se requiere de energía para
acomodar el precipitado dentro de la matriz
15
La condición necesaria para la formación de un
núcleo estable es Supongamos el crecimiento
de un núcleo esférico
16

• r radio crítico tamaño mínimo de un cristal
  que deben formar los átomos que se agrupan, para
  que una partícula sea estable y comience a
  crecer.
• La energía ?G(r) energía de activación o
  barrera energética para el proceso.
• El efecto del tercer término, ?G? eleva la
  posición de la curva de energía positiva,
  desplazando el tamaño crítico y la energía de
  activación hacia valores mayores.

17
Tres formas de nucleación (a) completamente
coherente (b) nucleo formado por cizalle (c)
completamente incoherente
18
Cuando se forma un núcleo en la materia sólida,
el trabajo para formar la superficie dependerá
del tipo de planos en la matriz y en el
precipitado que están en oposición en la
interfase
Aleación Fe-0,4 C, austenizada a 900 ºC y
transformada 10 s a 730ºC, luego templada en agua
19

• Se ha observado que con suficiente tiempo,
  especialmente a elevadas temperaturas, el
  precipitado tenderá a ser mayor y de forma
  esférica
• Tendencia a la disminución de la energía
  superficial
• El aumento del radio de curvatura, que causa
  eliminación de puntas agudas, bordes agudos, etc.

Difusión a través de la matriz
20

• Crecimiento
• El crecimiento del precipitado ocurre por
  difusión de largo alcance o por redistribución de
  los átomos.
• La velocidad de crecimiento está controlada por
  la difusión del soluto.
• La velocidad de difusión depende de la
  temperatura y del gradiente de concentración.
• El gradiente de concentración en la matriz
  depende de la diferencia entre la composición
  original de la matriz y la composición que existe
  en la interfase con el precipitado y de la
  geometría de la partícula.

21

• Cinética
• La cinética del proceso de transformación
  depende de la nucleación y del crecimiento.
• Si a una temperatura dada, hay más núcleos
  presentes, ocurrirá el crecimiento a partir de un
  mayor número de sitios, menor tiempo de
  transformación)
• A mayor temperatura, menor tiempo de
  trasformación

Velocidad 1/?
Velocidad de trasformación del hierro FCC
22

• Efecto de la temperatura
• La velocidad de transformación depende del
  subenfriamiento.
• Para pequeños subenfriamientos, menor velocidad
  de nucleación y viceversa.
• La velocidad de crecimiento siempre disminuye
  con la temperatura

Efecto de la temperatura sobre la
recristalización del cobre
23
Efecto de la temperatura sobre la velocidad de
trasformación de fase
24
Diagramas de transformación isotérmica
(Diagramas TTT)

• Se denomina diagrama TTT al diagrama que
  relaciona el tiempo y la temperatura requeridos
  para una transformación isotérmica.
• En el caso del acero, se realizan experimentos de
  transformación isotérmica para investigar los
  cambios de la fase austenita, que es inestable
  debajo de la temperatura crítica.
• Del diagrama TTT se puede obtener la siguiente
  información
• Cuanto tiempo se requiere para comenzar la
  transformación a una temperatura subcrítica
  específica
• Cuanto tiempo se necesita para estar
  completamente trasformada, y
• Cual será la naturaleza del producto de esta
  transformación.

25
(No Transcript)
26
(a) Curva de reacción para la transformación
isotérmica de la perlita (b) Diagrama de
transformación temperatura - tiempo
27
Diagrama TTT parcial, para un acero eutectoide
0,79 C, 0,76 Mn
28

• La reacción bainítica
• Es una mezcla de fases, ferrita y carburo de
  hierro.
• Naturaleza doble (nucleación y crecimiento o
  martensitico).
• El carbono que se encuentra uniformemente
  distribuido en la austenita, está concentrado en
  regiones localizadas de elevado contenido de
  carbono, dejando una matriz libre de carbono.
• La reacción bainítica implica cambios de
  composición y requiere de difusión de carbono.
• Los cambios de composición que ocurren durante
  la transformación bainítica no involucran a los
  elementos de aleación sustitucionales que puedan
  estar presentes en la aleación.
• La transformación bainítica requiere tiempo, no
  es atérmica.

29
Bainita transformada a 250 ºC (x15.000)
Bainita transformada a 460 ºC (x15.000)
30
Bainita formada a 348 ºC (x2.500)
Bainita formada a 278 ºC (x2.500)
31
Una aguja de bainita va de la parte inferior
izquierda al vértice superior derecho y consiste
en partículas alargadas de Fe3C dentro de una
matriz de ferrita (Metals Handbook, Vol 8)
32
Efecto de la temperatura sobre la cantidad de
bainita formada en una transformación isotérmica
33
Diagrama TTT para un acero eutectoide
34
(No Transcript)
35
Diagrama TTT para un acero hipoeutectoide 0,35
C, 0,37 Mn
36
Diagrama TTT para un acero hipereutectoide 1,13
C, 0,30 Mn
37
Trayectorias arbitrarias temperatura-tiempo sobre
el diagrama isotérmico de un acero hipoeutectoide
38
Efecto de los elementos aleantes Los elementos
aleantes mueven las curvas TTT hacia tiempos
mayores, ya que ellos antes de producirse la
transformación, están homogéneamente distribuidos
en la austenita, pero cuando ésta se transforma
en ferrita, perlita o bainita, éstos deben
redistribuirse y desplazarse por difusión, al ser
átomos grandes, su difusión es lenta y frenan el
avance de la transformación.
39
Diagrama TTT acero 0,4 C, 1 Mn
Diagrama TTT acero 0,4 C, 0.9 Mn
40
Diagrama TTT acero 0,4 C, 1 Cr, 0,2 Mo
Diagrama TTT acero 0,4 C, 0,8 Cr, 0,3 Mo,
1,8 Ni
41
Transformaciones durante enfriamiento continuo
(CCT) En los tratamientos térmicos comerciales,
se calienta el metal hasta la zona austenítica y
se enfría continuamente hasta la temperatura
ambiente, variando la velocidad de enfriamiento
con el tipo de tratamiento y con el tamaño y
forma de la pieza. En el enfriamiento continuo
de un acero al carbono, la transformación de
austenita a perlita tiene lugar a lo largo de un
intervalo de temperaturas en lugar de una sola
temperatura
42
Diagrama de enfriamiento continuo para un acero
al carbono eutectoide
43

• Según el tipo de enfriamiento de un acero al
  carbono (0,4) se tiene diversas
  microestructuras
• Para enfriamiento muy lento, la microestructura
  se caracteriza por perlita gruesa y grandes
  regiones de ferrita.
• Para un enfriamiento no tan lento, la estructura
  es ferrítica y perlítica, siendo ambas finas.
• Para enfriamientos moderados, se observa, por
  primera vez, una cantidad apreciable de
  martensita en el centro de los granos. Por tanto
  hay una mezcla de ferrita, bainita, perlita y,
  por supuesto, martensita.
• Para enfriamientos mas rápidos, se observa
  perlita en los bordes de grano, observándose
  además, martensita en el centro de los granos y
  ferrita o bainita superior en los bordes.
• Para enfriamiento muy rápido, hay un poco de
  perlita y bainita que crecen en los bordes de
  grano como una fina banda, si bien, la mayoría es
  martensita.

44
(No Transcript)
45
Variación de la microestructura en función de la
velocidad de enfriamiento para un acero eutectoide
46
(No Transcript)
47
Diagrama de enfriamiento continuo para un acero
1038 (0,38 C, 0,70 Mn)
48
Diagrama de enfriamiento continuo para un acero
4340
49
Austemperado de una fundición nodular
50
Transformaciones masivas En las transformaciones
masivas, la fase original se descompone en una
nueva fase, que tienen la misma composición de la
fase madre, pero diferente estructura
cristalina ß ? ? La nueva fase puede ser
estable o metaestable
51
Consideremos una aleación Cu-Zn de
aproximadamente 39 en peso de Zn
Diagrama de fases Cu - Zn
52

• Fases
• ß estable sobre 800 ºC
• estable bajo 500 ºC
• El tipo de transformación que ocurre al enfriar
  la fase ß depende de la velocidad de
  enfriamiento
• Para bajas velocidades de enfriamiento, ?
  precipita de manera similar a la precipitación de
  ferrita desde la austenita en aleaciones Fe-C
• Para altas velocidades de enfriamiento,
  precipitan estructuras tipo widmanstatten o en
  formas de agujas
• El crecimiento de la fase ? requiere de una
  difusión de Zn de largo alcance en los
  alrededores de la interfase ?/ß (proceso lento ya
  que el Cu y el Zn son soluciones solidas
  sustitucionales)

53
Si la aleación es enfriada a velocidades
moderadas, por ejemplo temple en salmuera, no hay
tiempo para que se forme el precipitado ?, la
fase ß puede ser retenida a temperaturas
inferiores a 500 ºC, donde es posible
transformarse en ?, con la misma composición
(transformación masiva)
Transformación masiva ? en bordes de granos de
ß, Cu 38,7 Zn, templado, desde 850 ºC, en
salmuera a 0 ºC
54
Posible diagrama CCT (1 y 2) ? equiaxial, agujas
o placas (3) transformación masiva (4)
transformación martensítica
55

• Los granos de ? masivo nuclean en los bordes de
  grano y crecen rápidamente en los alrededores de
  ß, originando una apariencia característica
  irregular
• Como la fase ? y la fase ß tienen la misma
  composición, los granos de ? masivo pueden
  crecer a mayor velocidad que la necesaria para la
  difusión.
• El crecimiento de los granos ? solamente
  involucra saltos térmicamente activados a lo
  largo de la interfase ?/ß, la transformación
  masiva puede ser definida como una transformación
  civilizada no difusional.
• La migración de la interfase ?/ß es muy similar
  a la migración del borde de grano durante la
  recristalización.
• El crecimiento de ? masivo involucra migración
  de interfase térmicamente activada.

56
Representación esquemática de los diagramas
energía libre - composición
Parte del diagrama Cu-Zn
57

• Se ha observado que la cantidad de ? masiva
  transformada presenta un máximo con el aumento
  de la velocidad de enfriamiento.
• A bajas velocidades de enfriamiento, los
  precipitados de ? aumentan el contenido de Zn de
  la fase ß, disminuyendo la energía libre
  asociada a la fuerza impulsora para la
  transformación masiva.
• Para altas velocidades de enfriamiento, ? masiva
  nuclea en los bordes de grano, pero la
  inmovilidad de la interfase no permite el
  crecimiento.
• La mayor cantidad de ? se forma a una
  temperatura intermedia.

58
Otros sistemas Cu - Al
Transformación masiva en Cu 20 Al, temple
desde 1027 ºC en hielo de salmuera
59
Fe puro La transformación austenita a ferrita en
hierro puro, puede ocurrir masivamente, si la
velocidad de enfriamiento es tan rápida que no
hay trasformación cerca del equilibrio, pero lo
suficientemente lenta para que no haya
transformación martensítica.
Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre la
temperatura de transformación de hierro puro
60
Masiva transformación Fe 0,002 ºC, templado
desde 1000 ºC en hielo de salmuera
61
Aleaciones Fe C aleadas (Si, Mo, Cr, W)
Esquema del diagrama de fases Fe-C resultante
de la adición de alguno de los siguientes
elementos aleantes Si, Mo, W, Cr
62

• Transformación orden-desorden
• En una solución sólida, los átomos de diferente
  especie están distribuidos al azar en las
  posiciones atómicas de la red.
• Si los átomos diferentes se repelen, se formará
  un sistema con dos fases
• Si se atraen, se formará una aleación de
  estructura ordenada o super-red (la presencia de
  un tipo de átomo en un punto de la red exige que
  cada punto vecino este ocupado por un átomo de
  otro tipo)

Celda unitaria desordenada y ordenada de un latón
5050
63
ß lt 5050, se genera gran concentración de
vacancias de Zn
64

• Termodinámicamente, hay un aumento de la
  entropía cuando se forma una fase desordenada, ya
  que los átomos se distribuyen aleatoriamente el
  la aleación.
• La entropía de mezcla para formar una
  estructura ordenada desde cobre o zinc puro es
  cero.
• Si la energía de los pares A-A o B-B es menor
  que los pares A-B, resulta un diagrama de fases
  con solubilidad parcial.
• Si los pares A-B tienen menor energía, resulta
  una estructura ordenada (se alteran los átomos de
  A y B en posiciones reticulares, de tal manera
  que forman el máximo número de enlaces atómicos
  A-B y el mínimo de enlaces A-A o B-B)
• Si G H TS, un estado ordenado es más estable
  para bajas temperaturas, mientras que para altas
  temperaturas, el término entrópico domina la
  ecuación de energía y el estado desordenado tiene
  menor energía.

65
Comparación de las propiedades termodinámicas de
la transición de primer orden (fusión) y de
segundo orden (transformación orden-desorden)
66

• Región ordenada tipo I y tipo II
• Los bordes de la región tipo I han disminuido su
  área a una forma esférica, alrededor de los
  dominios tipo II
• Solo predomina regiones tipo I

Representación esquemática de bordes de antifase
en dos dimensiones.
67

• Transformación orden desorden en otros
  sistemas
• Estructura Cu-Au

FCC desordenada
68
(No Transcript)
69

• Precipitación discontinua
• El requisito básico para la reacción de
  precipitación es el de una menor solubilidad a
  temperaturas más bajas.
• Las líneas sobre el diagrama de fases que dan la
  máxima solubilidad en una fase sólida, son
  llamadas líneas solvus.

Localización de las líneas solvus sobre un
diagrama de fase.
70

• Una aleación de composición X2O que se calienta
  a la temperatura T1 se tornará en una solución
  sólida homogénea con el recocido.
• Si ahora se enfría la aleación hasta la
  temperatura T3 se espera que precipite la fase ?
  desde la solución sólida de acuerdo a la reacción

?( X2O)------ ?( X2?) ?( X2?)

• Esta reacción de equilibrio ocurrirá únicamente
  si no se enfría demasiado por debajo de la
  temperatura T2.
• Si se templa la aleación a temperaturas
  suficientemente bajas la precipitación de un tipo
  de cualquiera de segunda fase puede suprimirse a
  menudo por completo, de modo que se obtiene una
  solución sólida metaestable.
• Si se templa a Tº intermedias, ocurre la
  precipitación de una nueva fase metaestable,

71

• Existen dos modos por los cuales se observa que
  ocurre la reacción de precipitación de
  equilibrio
• Continuo La nueva fase ? se nuclea como
  partículas discretas, las cuales crecen entonces
  dentro de la fase matriz ?.
• Discontinuo La matriz ? de composición X2O se
  transforma en una estructura dúplex que consta de
  placas de fase ? de composición X2? alternantes
  con placas de la nueva fase ?. La transformación
  ocurre en el limite de fase en movimiento, el
  cual se ha observado que es por lo general un
  limite de ángulo alto entre ?( X2O) y ?( X2?).

72
El modo de crecimiento implica crecimiento
acoplado de dos fases (es decir, una estructura
dúplex) y, por consiguiente, esta reacción es muy
similar a la reacción eutectoide.

• Diagrama de fases que muestra las líneas de
  solvus ? y ?.
• Precipitación discontinua que muestra un esquema
  de la microestructura de dos células de
  precipitado.

73

• El nombre discontinua se refiere al hecho de que
  la composición de la fase ? cambia
  discontinuamente el límite precipitadomatriz.
• La intercara precipitado matriz es un límite
  incoherente (de ángulo alto) donde las placas ? y
  ? de la célula de precipitado forman una
  intercara incoherente con la fase ? madre
  (discontinuidad de composición en las superficies
  ?-? de la intercara precipitadomatriz y
  discontinuidad en la orientación
  cristalográfica).
• Las células de precipitado se nuclean con mayor
  frecuencia en los limites de grano y crecen solo
  hacia uno de los granos adyacentes.
• La precipitación discontinua casi siempre produce
  una fase de precipitado de equilibrio en lugar de
  una fase metaestable, donde la composición de las
  placas ? en la célula del precipitado, C?, es
  por lo general mas alta que la composición de
  equilibrio de la fase ?, C?.

74
Sucesivos estados de precipitación discontinua de
? y ß
75
Micrografias de aleación Zn 2 Cu, recocida a
400 ºC, enfriada rápidamente a 200 ºC y mantenida
por 16 hrs.
76

• Los tres factores más importantes que favorecen
  la ocurrencia de la precipitación discontinua
  son
• Una probabilidad alta de nucleación heterogénea
  en los límites de grano en comparación con la
  nucleación en el interior del mismo.
• Un coeficiente alto de difusión en el límite.
• Una fuerza impulsora alta para la precipitación.

77
Cambio de la energía libre versus composición de
la precipitación discontinua