Metalotecnia - Diagramas de Equilibrio Binario

Diagramas de equilibrio binarios Fecha:16/10/01 Pgina 1 de 44

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MATERIALES I:

DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO BINARIOpor Vctor M. Blzquez



DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO BINARIO

1. INTRODUCCIN. 3

1. REGLA DE LAS FASES 3

2. PRINCIPIO DE LE CHATELIER 4

3. DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO. CONSTRUCCIN. 4

5. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LQUIDO Y SLIDO 7

6. REGLA DE LA HORIZONTAL Y DE LOS SEGMENTOS INVERSOS 10

7. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LQUIDO Y PARCIAL EN

ESTADO SLIDO. 12

7.1. DIAGRAMA CON PUNTO EUTCTICO 12

7.2. DIAGRAMA CON PUNTO PERITCTICO. 19

7.3. DIAGRAMA CON COMPUESTO DEFINIDO DE PUNTO DE FUSIN CONGRUENTE. 22

7.4. DIAGRAMA CON COMPUESTO DEFINIDO DE PUNTO DE FUSIN INCONGRUENTE. 23

7.5. DIAGRAMA CON SOLUCIN SLIDA INTERMEDIA. 23

8. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LQUIDO E

INSOLUBILIDAD EN ESTADO SLIDO. 25

9. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD PARCIAL EN ESTADO LQUIDO 28

9.1. DIAGRAMAS CON REACCIN MONOTCTICA 28

9.2. DIAGRAMA CON REACCIN SINTCTICA 31

10. DIAGRAMAS DE INSOLUBILIDAD EN ESTADO LQUIDO Y SLIDO O DE

INSOLUBILIDAD TOTAL 33

11. TRANSFORMACIONES EN ESTADO SLIDO 34

11.1. TRANSFORMACIONES ALOTRPICAS. 34

11.2 TRANSFORMACIONES POR VARIACIN DE SOLUBILIDAD. 36

11.3. TRANSFORMACIONES CON REACCIONES 37

12. DIAGRAMAS VERTCALES DE ENFRIAMIENTO LENTO 41

13. DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO Y PROPIEDADES DE LAS ALEACIONES 43



1. INTRODUCCIN.

En temas anteriores se han estudiado los distintos constituyentes que pueden aparecer en

las aleaciones metlicas (soluciones slidas, compuestos qumicos, etc.), y en ste va a

completarse el estudio representando en un diagrama temperatura-composicin las zonas en

que son estables dichos constituyentes.

La utilidad de estos diagramas binarios de equilibrio es evidente, pues definen para

cualquier temperatura las fases que compondrn una aleacin de dos metales, as como sus

porcentajes respectivos, y dado que las propiedades de la aleacin dependen del nmero,

porcentaje, morfologa, distribucin y propiedades de las fases que la constituyen, los

diagramas permitirn comprender las propiedades que presenta una aleacin determinada.

Sin embargo, debe subrayarse que los diagramas de equilibrio responden a evoluciones

termodinmicas de un sistema, es decir, a procesos de enfriamiento y calentamiento

infinitamente lentos, y que cuando se enfra una aleacin a velocidades alejadas de aqullas,

que es lo frecuente en la prctica industrial, la situacin puede variar significativamente con

respecto a la prevista por el diagrama de equilibrio termodinmico.

1. REGLA DE LAS FASES

Los equilibrios fsico-qumicos verifican la denominada Ley de Gibbs o de las Fases, que

ser estudiada en la asignatura Termodinmica, y que establece que el nmero de grados de

libertad, o varianza, de un sistema en equilibrio viene dado por:

V=C+2-F-R-R

Se conoce por fase (F) cada una de las partes fsicamente homogneas y diferenciables de

un sistema. El nmero de las reacciones qumicas posibles entre las c componentes se

expresan por R, mientras que R son las relaciones adicionales posibles entre las distintas

fases.

Componente (C) es cada una de las especies moleculares qumicas que permiten definir

cuantitativamente la composicin de todas las fases del sistema.

La varianza (V) o grados de libertad es el nmero de variables intensivas que pueden

modificarse diferencialmente en el sistema sin que se altere el equilibrio, es decir, sin que vare

el nmero de fases y su naturaleza. De hecho es el nmero de variables intensivas que hay

que fijar para definir el sistema (presin, temperatura y concentracin).



En los sistemas metalrgicos, en los que excepto en tcnicas de vaco, la presin es

siempre la presin atmosfrica y, por tanto, constante, la Regla de las Fases se suele escribir:

V=C+1-F-R-R (P=cte)

y las nicas variables son la temperatura y la concentracin.

2. PRINCIPIO DE LE CHATELIER

Cuando un sistema no est en equilibrio la Regla de las Fases no es aplicable y es el

Principio de Le Chatelier el que define la forma en que debe evolucionar el sistema. El principio

de Le Chatelier establece que cuando la modificacin de una de las variables altera el estado

de equilibrio de un sistema, ste evoluciona en el sentido de oponerse a la causa que lo

modifica.

En los sistemas metalrgicos, en los que la concentracin de la aleacin es conocida de

antemano, es la temperatura la variable que rige los cambios de equilibrio y el Principio de Le

Chatelier se establece en la siguiente forma:

Cuando se eleva la temperatura de un sistema en equilibrio tiene lugar la reaccin que

entraa una absorcin de calor, es decir, en el calentamiento toda reaccin o transformacin

reversible es endotrmica y, por el contrario, en el enfriamiento toda reaccin es exotrmica.

3. DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO. CONSTRUCCIN.

En el enfriamiento de una aleacin desde el estado lquido hasta temperatura ambiente se

producen una serie de transformaciones que corresponden al cambio de estado,

transformaciones de fases, cambios de solubilidad, etc. Cada una de estas evoluciones del

sistema se verifica a una temperatura determinada, y si en lugar de estudiar una nica aleacin

binaria de los metales A y B se consideran todas las aleaciones que se pueden formar de 0%

a 100%B y se unen todas las temperaturas correspondientes a idnticas transformaciones,

se habr obtenido un diagrama temperatura-concentracin en el que los lugares geomtricos

de los diversos puntos singulares de igual naturaleza, definen los contornos de las zonas de

estabilidad de las distintas fases que se pueden formar con los metales A y B.

En general un diagrama binario constar de diversos tipos de lneas: lneas de liquidus,

lneas de solidus y lneas de transformacin. La lnea de liquidus es el lugar geomtrico de las

temperaturas por encima de las que las diversas aleaciones se encuentran totalmente en



estado lquido, mientras que la lnea de solidus corresponde al lugar geomtrico de las

temperaturas por debajo de las cuales las aleaciones estn completamente solidificadas. Las

lneas de transformacin definen los cambios de fase en el estado slido.

Para construir los diagramas de equilibrio deben obtenerse, como se ha visto, los puntos

singulares que aparecen en el calentamiento o enfriamiento de las diversas aleaciones. Los

mtodos ms utilizados para la obtencin de estos puntos son el anlisis trmico y el anlisis

dilatomtrico.

En el anlisis trmico se construyen las curvas de enfriamiento de las aleaciones desde el

estado lquido a temperatura ambiente. Como cualquier evolucin del sistema durante el

enfriamiento se traduce en un desprendimiento de calor, se produce una alteracin respecto a

la curva de enfriamiento temperatura-tiempo de un sistema que no sufra transformacin alguna.

La curva de enfriamiento de un cuerpo, que no sufre transformacin alguna, cuando se

enfra lentamente en un recinto isotermo cuya temperatura permanece constante y en el que el

intercambio de calor entre la muestra y el medio se hace por conveccin, es una exponencial

llamada exponencial de VantHoff.

En efecto, la prdida de calor dQ de la muestra, de capacidad calorfica constante C, es

proporcional a la diferencia de temperatura T entre la muestra y el recinto, luego para el tiempo

dt ser:

dQ=KTdt

Durante el tiempo dt la variacin dT de temperatura de la muestra es:

dQ=-CdT

por tanto:

KTdt=-CdT

dT/T=-K/C dt ; T=T0e-Kt/C

siendo To la diferencia de temperatura entre la muestra y el recinto para el instante inicial y K

una constante que depende de la morfologa del sistema.

Como los desprendimientos de calor que se producen en las transformaciones en estado

slido son pequeos respecto a los correspondientes al cambio de estado, las curvas T-t slo

se utilizan realmente para determinar los puntos de solidus y de liquidus, mientras que para los

puntos de transformacin en estado slido se emplean las curvas diferenciales, que

experimentan grandes anomalas para pequeas alteraciones en la ley de enfriamiento.

El anlisis trmico diferencial (A.T.D.) consiste en calentar junto con la muestra un cuerpo

inerte que no sufre transformacin alguna hasta su fusin estudiando el proceso de



enfriamiento de ambas probetas. Mientras no existe transformacin la temperatura de ambas

probetas es la misma, pero al producirse una transformacin en la muestra sta desprende

calor y su temperatura durante la transformacin permanece superior a la del cuerpo inerte de

referencia. La diferencia de temperaturas entre la muestra y el cuerpo inerte, Tm-Ti, puede

medirse por pares termoelctricos.

Con este procedimiento puede determinarse con gran exactitud las temperaturas a las que

se verifican las diferentes transformaciones e, incluso, los calores que se desprenden en la

transformacin.

En la figura 4-1 se representan dos curvas -la absoluta y la diferencial- para la solidificacin

de un metal puro.

En general, dada la complejidad de los diagramas, deben utilizarse para su construccin no

slo tcnicas dilatomtricas o de anlisis trmicos, sino otras como las de difraccin de rayos

X, metalogrficas, magnticas, calorimtricas, etc..

Figura 4-1. Curvas de enfriamiento absoluta y diferencial.

Con diagramas planos slo se pueden reflejar los equilibrios de aleaciones binarias, siendo

necesarios diagramas tridimensionales para el estudio de las aleaciones ternarias.

Naturalmente, aleaciones ms complejas no permiten representacin espacial.

Los diagramas binarios se clasifican atendiendo a la solubilidad o insolubilidad en los

estados lquido y slido entre los dos metales, pudiendo existir los siguientes casos:

Curva absoluta Curva diferencial

T

t

L

L S

S

Tm

Tm-Ti



Solubilidad total en estado lquido y slido

Solubilidad total en estado lquido y parcial en estado slido

Solubilidad total en estado lquido e insolubilidad en estado slido

Solubilidad parcial en estado lquido y slido

Solubilidad parcial en estado lquido e insolubilidad en estado slido

Insolubilidad en estado lquido y slido

A continuacin se describen los diferentes casos suponiendo que no existen reacciones en

estado slido, que sern abordadas posteriormente para completar el estudio de los diagramas

de equilibrio.

5. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LQUIDO Y

SLIDO

El diagrama ms habitual de este tipo es el representado en la figura 5-1.

Figura 5-1. Diagrama de solubilidad total.

Los metales A y B, de puntos de fusin TFA y TFB, respectivamente, solubles en estado

lquido dan lugar por debajo de la lnea de solidus a una solucin slida de sustitucin nica a.

Diagramas de este tipo se presentan en las aleaciones Cu-Ni; Cu-Pt; Cu-Pd; Ag-Au; etc.

L

L + a

a

TFA

A %B

TFB

liquidus

solidus

B

T



El diagrama tiene tres zonas caractersticas: la zona de temperaturas superiores a la lnea

de liquidus en la que la nica fase es el lquido homogneo L; la zona bifsica intermedia entre

las lneas de liquidus y solidus en la que coexisten el lquido L y la solucin slida a y la zona

de temperaturas inferiores a la lnea de solidus para la que slo existe la solucin slida a.

Las zonas monofsicas son bivariantes pues V=C+1-F=2+1-1=2, mientras que la zona

bifsica llamada habitualmente zona pastosa es monovariante, pues V=2+1-2=1.

Las curvas de enfriamiento absolutas, para diversas aleaciones binarias como las 1,2 y 3,

permiten determinar la evolucin de las lneas de liquidus y solidus (figura 5-2).

Fig 5-2. Curvas de enfriamiento absolutas para distintas aleaciones en un diagrama de solubilidad total.

Debe destacarse como las curvas de enfriamiento absolutas de las aleaciones 1, 2 y 3

presentan en la zona bifsica una anomala con respecto a la exponencial de VantHoff, ya que

en dicho intervalo de temperaturas se desprende el calor latente de solidificacin. La diferencia,

pues, entre la solidificacin de la solucin slida y el metal puro es que ste solidifica a

temperatura constante y aqulla lo hace en un intervalo de temperaturas. Este tipo de

solidificacin, sin embargo, no es universal para todas las soluciones slidas, este es el caso

de las representadas en la figura 5-3, que dan lugar a los llamados diagramas de solubilidad

total en estado lquido y slido con mnimo y mximo, respectivamente.

A1 2 3

B1 2 3

L B

L a

L a

L a

L A

L L L L L

BaaaA

T

t

L

L + a

aTFA

A %B

TFB

B



Figura 5-3. (a) Diagrama con mnimo. (b) Diagrama con mximo.

Los puntos singulares de estos diagramas corresponden a un mnimo o a un mximo de las

lneas de liquidus y solidus, siendo en ellos ambas lneas tangentes entre s de pendiente

horizontal.

As como son infrecuentes los diagramas con mximo para A y B metales, aunque s para

A y B sales inicas, son frecuentes los diagramas con mnimo: Fe-Cr; Co-Pt; Ni-Pd; etc.

Para las aleaciones cuya composicin es la del mnimo, o mximo, del diagrama la curva

de enfriamiento absoluta es igual a la de un metal puro, verificndose en el punto singular que:

V=C+1-F-R-R=2+1-2-0-1=0

es decir, la solidificacin transcurre a temperatura constante pues existe la relacin adicional

(R=1) de la igualdad de composicin de las fases lquida y slida.

Estas soluciones slidas que funden como un metal puro, es decir, con una composicin

igual de las fases lquida y slida, se llaman soluciones slidas de punto de fusin congruente,

mientras que las restantes del diagrama son soluciones slidas de punto de fusin

incongruente.

L

L + a

a

TFA

A %B

TFB

B

L + a

TFA

L

L + a

a

A %B

TFB

B

L + a

(a) (b)

T T



6. REGLA DE LA HORIZONTAL Y DE LOS SEGMENTOS INVERSOS

En el diagrama de solubilidad total estudiado anteriormente la zona bifsica est formada

por el lquido homogneo L y la solucin slida a, pero no son conocidas para una aleacin de

composicin x%B a la temperatura T ni la composicin ni el porcentaje de las fases lquida y

slida en equilibrio. (Figura 6-1).

En la zona bifsica el equilibrio es monovariante, pero al fijar la temperatura T

necesariamente quedan fijadas la composicin de las fases L y a, es decir, todas las

aleaciones cuya composicin vare entre l% y s% de B a temperatura T estn formadas por

cantidades variables de las dos mismas fases L y a de composicin fija, hasta ahora,

desconocida.

Una aleacin con l%B en el enfriamiento lento desde una temperatura superior a T dar

una primera partcula slida al alcanzar la temperatura T que, sea cul sea su composicin, no

podr alterar la composicin l%B de la fase lquida por su masa despreciable frente a la del

lquido. Por el contrario, una aleacin con s%B en el calentamiento lento desde una

temperatura inferior a T dar, al alcanzar la temperatura T, una pequea masa de lquido que

tampoco podr alterar la composicin s%B de la fase slida. Como a la temperatura T slo

pueden existir unas fases L y a de composicin invariable, aqullas sern un lquido l%B y un

slido de composicin s%B.

La llamada regla de la horizontal establece las composiciones de las fases en equilibrio a

una temperatura determinada en una zona bifsica independientemente de la naturaleza de

dichas fases: la composicin de las fases en equilibrio en una regin bifsica de un diagrama

binario a una cierta temperatura, viene dada por la interseccin de la isoterma trazada por

dicha temperatura con las lneas representativas de dichas fases.

El porcentaje en peso de ambas fases puede calcularse aplicando un balance de masas.

Supuesta una masa de 100 para la aleacin del x%B, se verificar que 100=Pa+PL, siendo Pa y

PL las masas respectivas de a y L. Por otra parte, como la fase a contiene un s%B y el lquido

un l%B:



Figura 6-1. Diagrama de solubilidad total.

LPlPsx100 += aResolviendo el sistema:

LPP100 += a LL PlPsPxPx +=+ aa

LPlPsx100 += a

LPl)-(x x)P-(s =a xslx

PP

L --=a

o bien:

100lslxP%

--=a ; 100ls

xsP% L --=

Las expresiones anteriores establecen la llamada regla de los segmentos inversos o de la

palanca: "las cantidades de las fases en equilibrio en una zona bifsica de un diagrama binario,

a una cierta temperatura, son inversamente proporcionales a los segmentos determinados por

el punto representativo de la aleacin a dicha temperatura y los que indican la composicin de

ambas fases.

L

L + a

a

TFA

A %B

TFB

Bsxl

T



7. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LQUIDO Y

PARCIAL EN ESTADO SLIDO.

7.1. Diagrama con punto eutctico

En la figura 7-1 se representa un diagrama con punto eutctico entre dos metales A y B

que presentan una solubilidad restringida en estado slido.

Figura 7-1. Diagrama con punto eutctico.

El metal A es capaz de mantener en solucin un m% de B a temperatura ambiente, e

incrementa su solubilidad con la temperatura hasta alcanzar un mximo del p% de B a la

temperatura eutctica TE.

El metal B disuelve un (100-n)% de A a temperatura ambiente y un (100-q)% a la

temperatura eutctica.

Este es el caso ms habitual, siendo la solubilidad creciente con la temperatura, solubilidad

positiva, pero la solubilidad pudiera ser decreciente con la temperatura, solubilidad negativa, o

prcticamente independiente de aqulla.

Las lneas mp y nq que reflejan la variacin de solubilidad con la temperatura de las

soluciones slidas extremas se llaman lneas de solvus.

Las lneas de liquidus y solidus coinciden en el punto eutctico E, siendo la temperatura TE

la ms baja de todas las temperaturas de fusin de las aleaciones entre A y B. La aleacin de

L

L + a

a+b

TFA

A

%B

TFB

B

L + b

a b

m ne

qp

ETE



composicin e%B es la llamada aleacin eutctica, siendo el significado de la palabra

eutctica, de origen griego, precisamente el de fundir a baja temperatura o fundir bien.

La aleacin eutctica, aunque funde como un metal puro a la temperatura constante TE, es

de fusin incongruente pues se verifica:

LE ap+bq F=3; V=2+1-3=0

es decir, a la temperatura eutctica se produce una reaccin por la que el lquido de

composicin e% de B solidifica dando las soluciones slidas a y b de composiciones p y q,

respectivamente. Esta reaccin se llama reaccin eutctica y conduce a una mezcla

heterognea, discernible, de las dos soluciones slidas, con morfologa caracterstica

denominada microconstituyente eutctico. El hecho de que las propiedades de una aleacin

dependan no slo de las propiedades individuales de las fases que la componen, sino tambin

de la morfologa, tamao y distribucin de aqullas, justifica la importancia de los llamados

microconstituyentes de la aleacin, entendidos como conjuntos mono o polifsicos con

morfologa caracterstica propia en la observacin microscpica ptica (hasta 1200 aumentos).

El eutctico es, pues, un microconstituyente bifsico formado, en este caso, por la mezcla

de las dos soluciones slidas ap y bq.

Ms inters que el diagrama binario de equilibrio de fases tiene, pues, el llamado diagrama

de equilibrio de microconstituyentes, ya que estos imprimen carcter a la aleacin. En la figura

7-2 se representa ahora este diagrama.

Con respecto al diagrama de fases destaca la aparicin de cuatro nuevas zonas dentro del

rea pqnm correspondiente al dominio bifsico de a+b. Las dos zonas rectangulares tienen

microconstituyentes formados por a y E(a+b) para las llamadas aleaciones hipoeutcticas, con

contenidos entre el p y el e% de B, y por b y E(a+b) para las aleaciones hipereutcticas, de

composicin entre el e y el q% de B. Lgicamente la vertical discontinua Ee correspondiente a

la aleacin eutctica representa al microconstituyente eutctico E(a+b).



Figura 7-2. Diagrama binario de microconstituyentes con eutctico.

Las aleaciones de composicin entre m y p% y entre q y n% de B son dominios bifsicos

de a + b pues su solidificacin no proporciona reaccin eutctica. Es interesante destacar que

la mezcla eutctica propiamente dicha slo existe a la temperatura TE, y que a temperatura

ambiente el eutctico no tiene igual composicin por la variacin de solubilidad de las

soluciones slidas extremas. En efecto, a temperatura TE el eutctico est formado por:

100pqeq%

--=a ; 100

pqpe%

--=b

mientras que a temperatura ambiente es:

100mnen%

--=a ; 100

mnme%

--=b

la variacin de composicin se debe a la llamada segregacin de las soluciones slidas

extremas durante el enfriamiento entre TE y la temperatura ambiente: ap segrega b y bq

segrega a. Sin embargo, esta segregacin no modifica la morfologa propia del eutctico a TE

aunque modifique los porcentajes relativos de a y b, por ello el eutctico a temperatura

ambiente se llama pseudoeutctico, eutctico degenerado o eutctico transformado. Se habla

pues de a y b eutcticas (aE y bE) y a y b pseudoeutcticas (aSE y bSE).

Tambin interesa diferenciar las fases a o b, obtenidas de la solidificacin a temperatura

superior a TE, hablndose de a o b pre o proeutcticas (aPE , bPE).

Las curvas de enfriamiento lento de las aleaciones caractersticas del diagrama son las

siguientes figura 7-3.

L

L + a

TFA

A

%B

TFB

B

L + b

a b

m ne

qp

ETE

b

+

E(a+b)

a

+

E(a+b)

a+ba+b



Figura 7-3. Diagrama de equilibrio binario con eutctico y curvas de enfriamiento.

Las mesetas isotrmicas correspondientes a la reaccin eutctica tienen longitudes

proporcionales a la cantidad de lquido que se transforma eutcticamente y, por tanto, al calor

desprendido en la reaccin, es decir, la meseta de longitud mxima es la de la aleacin

eutctica y las longitudes de las mesetas de las aleaciones hipo e hipereutcticas son tanto

mayores cuanto ms prximas estn al eutctico.

La construccin debida a Tamman, que se muestra en la figura 7-4, est basada en la

proporcionalidad de las mesetas eutcticas y la composicin de las aleaciones que sufren

dicha reaccin, lo que permite determinar la composicin de la aleacin eutctica, as como las

solubilidades de las soluciones slidas primarias a la temperatura eutctica, conociendo las

longitudes de las isotermas de dos aleaciones hipo y dos hipereutcticas.

Figura 7-4. Tringulo de Tamman para microconstituyente eutctico.

Las aleaciones hipoeutcticas 1 y 2 tienen por longitudes de mesetas eutcticas l1 y l2,

respectivamente, mientras que l3 y l4 son las de las dos aleaciones hipereutcticas. La

0%Bp 1

B

E

C

D

100%B

l1 l2 lE l3 l4

A

q2 3 4

11 4 7

52 3 4

L+a

a

L L L L L

a+ba+ba+ba+ba

T

t

L

L + a

a+b

TFA

A %B

TFB

B

L + b

a b

ETE

2 3 5 67

L +b

L L

ba+b

L+aL+a

L+aa+E La+bL+bb+E

L+b

6

L+b

b



interseccin de las rectas AB y CD determina la situacin de la aleacin eutctica E su meseta

lE , y de las solubilidades p% de B en A y (100-q)% de A en B a la temperatura TE.

El hecho de solidificar conjuntamente las dos soluciones slidas eutcticas confiere una

morfologa caracterstica a los eutcticos. En primer lugar debe tenerse en cuenta que el

lquido eutctico es el ltimo en solidificar y, por tanto, rodea a los granos de la fase

previamente solidificada, lo que implica que tiende a ser el llamado microconstituyentes matriz

aqul que engloba al resto de microconstituyentes, llamados ahora dispersos- y slo cuando

su proporcin sea muy pequea pasar a ser constituyente disperso (figura 7-5). En cualquier

caso la tendencia a orlar o rodear los granos de los constituyentes solidificados previamente,

confiere a los eutcticos unos contornos redondeados que los distingue netamente del resto de

microconstituyentes. En cuanto a la morfologa propia de las fases que componen el eutctico,

los ms habituales son los laminares, los globulares y los aciculares (figura 7-6).

Figura 7-5. Esquema de microconstituyente eutctico matriz

7-6. Morfologa propia de las fases que componen el eutctico.

Los eutcticos laminares estn formados por lminas alternadas de las dos fases, siendo

los ms frecuentes; los globulares se caracterizan por tener una fase como microconstituyentes

matriz que embebe glbulos ms o menos pequeos de la otra fase, que acta de

constituyentes disperso. Por ltimo, los eutcticos aciculares, muy poco habituales, aparecen



cuando una de las fases tiende a desarrollarse geomtricamente de forma acusada, como se

ver en el apartado siguiente.

Debe significarse que mediante tratamientos adecuados, bien trmicos o bien durante la

solidificacin, puede transformarse la geometra del eutctico. Si se considera la gran influencia

de las propiedades de los eutcticos sobre las de las aleaciones, ligadas estrechamente a su

caracterstica de microconstituyente matriz, se comprende el inters de dichos tratamientos,

pues son evidentes las diferencias entre las propiedades mecnicas de unas u otras

morfologas eutcticas: la acicular confiere la menor capacidad de deformacin y la globular la

mayor, siendo la laminar intermedia. Tambin es de gran importancia el tamao de las fases

eutcticas, siendo los eutcticos tanto ms resistentes y tenaces cuanto ms fina sea su

configuracin. A veces, cuando su estructura es muy fina, no son resolubles en microscopa

ptica apareciendo como granos oscurecidos en los que son indistinguibles las fases que lo

componen.

El menor punto de fusin de la aleacin eutctica con respecto al resto de aleaciones del

diagrama binario, confiere a estas aleaciones una excelente colabilidad y, por tanto, son

aleaciones preferentes para el conformado por fundicin. Es frecuente, sin embargo, que las

aleaciones ms utilizadas sean ligeramente hipo o hipereutcticas, por las beneficiosas

propiedades que puede inducir el depsito inicial de las fases proeutcticas.

7.1.1. Eutcticos anormales o divorciados

Cuando los metales A y B presentan temperaturas de fusin muy distintas y la proporcin

de fases es tambin muy diferente, aparecen los llamados eutcticos anormales o divorciados.

Este es el caso representado en la figura 7-7 en el que el metal B tiene un punto de fusin

muy superior al del metal A y, al tiempo, la proporcin de ap en el eutctico es mucho mayor

que la de bq. En estas condiciones la cintica de solidificacin de ap y bq es muy distinta, pues

mientras que para ap la velocidad de nucleacin es pequea (proporcional a la diferencia entre

su temperatura de fusin y TE) para bq es muy grande al ser su temperatura de fusin muy

elevada. Esta diferencia en la velocidad de nucleacin y solidificacin induce que para la

aleacin eutctica de e%B, a TE, solidifique bq rpidamente y con independencia de ap, lo que

da lugar a una morfologa gruesa de bq habitualmente de tipo acicular- que aparece

embebida en la matriz de ap. Esta morfologa, inhabitual en los eutcticos, se traduce en una



disminucin de propiedades mecnicas, en especial la tenacidad, motivada por el alto efecto de

entalla que inducen las agujas de bq .

Figura 7-7. Diagrama binario de eutctico anormal o divorciado.

Como se ha indicado anteriormente la desventajosa aparicin de estos eutcticos

anormales puede combatirse mediante tratamientos especiales. Uno de los ms aplicados es el

llamado de modificacin que consiste en la adicin al metal lquido de elementos

(habitualmente alcalinos o alcalino-trreos) que inducen un fuerte subenfriamiento (figura 7-8).

El subenfriamiento convierte la aleacin eutctica en hipoeutctica, al pasar la composicin

eutctica de E a E, solidificando previamente a proeutctica lo que se traduce en un aumento

considerable de la velocidad de nucleacin de aE y, por tanto, en una disminucin de la

diferencia entre las velocidades de solidificacin de aE y bE y de la tendencia a aparecer

eutctico anormal.

En la figura 7-9 se revelan las estructuras del eutctico anormal de la aleacin Al-12%Si,

denominada siluminio, y del eutctico modificado por la adicin durante la colada de sodio. La

aleacin modificada suele denominarse alpax, en atencin a Aladar Pacz que fue el

descubridor en 1920 del tratamiento de modificacin de estas aleaciones, de gran importancia

como aleaciones de moldeo para obtencin de piezas fundidas bien en arena o en coquilla

metlica.

L

L + a

TFA

A

%B

TFB

B

L + b

ab

m ne

qp

E

b

+

E(a+b)

a

+

E(a+b) a

+

b

a

+

b



Figura 7-8. Diagrama de eutctico anormal con subenfiamiento.

Figura 7-9. Estructuras de los eutcticos de la aleacin Siluminio Al-12%Si .

7.2. Diagrama con punto peritctico.

Mientras que en el caso del diagrama con punto eutctico ste es inferior a la temperatura

de fusin de ambos metales puros, otros diagramas presentan un punto singular en la lnea de

liquidus de temperatura inferior a la de uno de los metales y superior a la del otro. En la figura

7-10 se representa uno de estos diagramas.

L

L + a

TFA

A

%B

TFB

B

L + b

a b

m ne

p

ETE

Eq

q

p

e

e

Eutctico modificado Eutctico anormal



Figura 7-10 Diagrama con punto peritctico.

Todas las aleaciones comprendidas entre los puntos M y N sufren la llamada reaccin

peritctica:

LM + bN aP ; V=2+1-3=0

siendo el punto P el peritctico del sistema, en el que la reaccin no transcurre con exceso de

LM o de bN.

Para las aleaciones entre M y P hay exceso de lquido por lo que:

LM + bN LM + aP

mientras que las comprendidas entre P y N presentan un exceso de solucin bN:

LM + bN aP + bN

Al igual que en el caso del punto eutctico la mxima longitud de las isotermas de las

curvas de enfriamiento se da para el punto peritctico P, aunque ahora la longitud es menor

que las de las reacciones eutcticas, pues la cantidad de lquido es menor y el calor latente de

cambio de estado es muy superior al calor de transformacin en estado slido. Nuevamente el

tringulo de Tamman define la composicin del punto peritctico, as como el de LM y bN.

L

L + a

A

%B

TFB

B

L + b

a

b

P TPMN

a+bTFA



Las curvas de enfriamiento de las aleaciones ms significativas del diagrama se

representan en la figura 7-11.

Figura 7-11. Diagrama binario con peritctico y curvas de enfriamiento.

Mientras que la reaccin peritctica total o la que transcurre con exceso de lquido no

inducen ninguna morfologa particular, sta si que existe para las reacciones con exceso de

solucin slida bN, pues para estas aleaciones hiperperitcticas bN queda como

microconstituyente disperso embebido en los granos de aN (figura 7-12).

Figura 7-12 Curva de enfriamiento lento y microestructuras de enfriamiento de aleacin hiperperitctica

En cualquier caso las microestructuras obtenidas en la prctica industrial pueden variar

significativamente con respecto a las previstas por el diagrama de equilibrio para la reaccin

peritctica. Esta reaccin es muy lenta pues precisa del contacto del lquido con un slido. Y,

LM

t

LM+bNa P+bN

LM+bN

aP+bN

TL bN

aPbN

aPbN

11 2 4

52 3 4

L+a

L L L L L

ba

a+b

a

T

t

L

L + a

A

%B

TFB

B

L + b

a

b

PP

M

N

a+bTFA

L+b

L+aL+ba L+ba L+ba

L+b L+b

L+b

a+b a+b

3 5



segn se va formando la nueva fase slida se dificulta el avance de la reaccin, ya que la fase

aP orlar a la bN (figura 7-13). Para que la reaccin prosiga ser precisa la difusin de tomos a

travs de la corona de aP que, por otra parte, cada vez ser ms gruesa aumentando la

distancia de difusin. Las reacciones peritcticas por ello no suelen ser completas y es poco

probable que conduzcan a una fase nica.

Figura 7-13. Fase aP orlando a la bN.

7.3. Diagrama con compuesto definido de punto de fusin congruente.

En la figura 7-14 se muestra un diagrama que presenta un compuesto definido C, AxBy , de

punto de fusin congruente, es decir, su fusin conduce a un lquido de igual composicin.

Figura 7-14 Diagrama con compuesto definido de punto de fusin congruente.

En este diagrama los eutcticos E1 y E2 se forman entre el compuesto definido C y las

soluciones slidas extremas a y b, respectivamente. El punto de fusin del compuesto C puede

ser inferior o superior a los de los metales puros, o bien, intermedio entre ambos, y no tiene

que tratarse necesariamente de un punto con tangente horizontal, es ms, cuanto mayor sea la

L

aP

bN

%B

L

L + a

TFA

A C

L + C

aE1

a

+

E1(a+C)

a

+

C

L + C

TFB

B

L + b

b

E2

b

+

E2(C+b)

C

+

E2(C+b)C

+

b

C

+

E1(a+C)



distancia entre la lnea de liquidus y la hipottica tangente horizontal ms estable ser el

compuesto, es decir, menor ser la tendencia a que el lquido AxBy se disocie segn:

AxBy xA + yB

La solidificacin del compuesto se desarrolla como la de un metal puro, pues ahora es C=2,

R=1 y V=2+1-2-1=0.

7.4. Diagrama con compuesto definido de punto de fusin incongruente.

El diagrama de la figura 7-15 incluye un compuesto definido C, AxBy, que se forma como

resultado de una reaccin peritctica. El hecho de fundir dando un lquido y un slido lo tipifica

como compuesto de fusin incongruente.

Figura 7-15 Diagrama con compuesto definido de punto de fusin incongruente.

7.5. Diagrama con solucin slida intermedia.

Estos diagramas revelan una solucin slida intermedia g de diferente sistema cristalino

que el de las soluciones slidas extremas. En el caso del de la figura 7-16 la solucin slida

intermedia admite, a temperatura ambiente, entre el n y el m% de B en solucin. Al igual que

en el caso de solubilidad total en estados lquido y slido las lneas de liquidus y solidus de la

solucin g deben ser tangentes entre s en el mximo y existe la relacin adicional de la

igualdad de composicin de las fases lquida y slida, por tanto: V=2+1-2-1=0, y la solidificacin

transcurre a temperatura constante para la g de mxima temperatura de fusin.

L

L + a

TFA

A

%B

TFB

B

L + C

a

b

p

ETE

C

+

E(a+C)

a

+

E(a+C)

C

+

ba

+

C

C

L + bp



Estas soluciones slidas intermedias tienen, frecuentemente, estrecho margen de

solubilidad tanto a alta como a baja temperatura, por lo que pueden considerarse como

compuestos qumicos de composicin ligeramente variable, siendo muchos de ellos

compuestos electrnicos.

Figura 7-16. Diagrama con fase intermedia

Soluciones slidas intermedias son tambin las que aparecen en las figuras 7-17 y 7-18,

ambas de fusin incongruente.

Figura 7-17 Solucin slida intermedia en un diagrama con puntos eutctico y peritctico.

L

L + a

TFA

A

%B

TFB

B

L + C

a

b

p

ETE

C

+

E(a+C)

a

+

E(a+b)

C

+

ba

+

b

c

L + b

%B

L

L + a

TFA

A

L + g

a

E1

a

+

E1(a+g)

a

+

g

L + g

TFB

B

L + b

b

E2

b

+

E2(g+b)

g

+

E2(g+b)g

+

b

g

+

E1(a+g)

g

m n

a

+

g

g

+

b

L

L + a

TFA

A

%B

TFB

B

L + g

a

b

E

g

+

E(a+g)

a

+

E(a+g)

g

+

ba

+

g

c

L + b

g

p

g

+

E(a+g)a

+

g



7-18 Solucin slida intermedia en un diagrama con dos puntos peritcticos.

8. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LQUIDO E

INSOLUBILIDAD EN ESTADO SLIDO.

Estos diagramas son similares a los anteriores pero al ser nula la solubilidad en estado

slido desaparecen las soluciones slidas extremas y sus lneas de solvus. En las figuras

siguientes se indican diferentes diagramas de este tipo con distintas evoluciones de las lneas

de liquidus y solidus.

Figura 8-1. Diagrama de solubilidad total en estado lquido e insolubilidad total en estado slido con

formacin de eutctico.

L

L + A

TFA

A

%B

TFB

B

L + B

e

ETE

B

+

E(A+B)

A

+

E(A+B)

L

TFA

A

%B

TFB

B

L + g

a

b

a

+

g

g

+

b

L + b

gL + a

P1

P2



Estrictamente no puede hablarse de insolubilidad total entre dos metales, pero si la

solubilidad es muy pequea no resulta relevante considerar las soluciones slidas extremas.

Aunque se est en este apartado describiendo los diagramas de insolubilidad total en estado

slido, y en el anterior los de solubilidad parcial, tambin en estado slido, son muy frecuentes

aquellos que presentan solubilidad ms o menos limitada del metal B en el A con formacin de

solucin slida extrema a y en los que, sin embargo, el metal A es insoluble en el B.

Figura 8-2. Diagrama de solubilidad total en estado lquido e insolubilidad total en estado slido en el que

el eutctico es, prcticamente, un metal puro.

En la figura 8-2, por idntico motivo al que se ha expuesto para la insolubilidad total, est

simplificado; realmente como se indica en el detalle existe un eutctico entre A y B pero tan

prximo a la vertical de B puro que no interesa destacarlo.

Figura 8-3. Diagrama de insolubilidad total en estado slido con reacciones eutctica y peritctica.

L

L + A

TFA

A

%B

TFB

B

L + C

e

E

C

+

E(A+C)

A

+

E(A+C)

C

+

B

L + B

C

P

L

L + A

TFA

A

%B

TFB

B

L + A

e

A + B

L + B

B+

E(A+B)

A+

E(A+B)

TFB



Figura 8-4. Diagrama de insolubilidad total en estado slido con dos reacciones eutcticas y un

compuesto de punto de fusin congruente.

Figura 8-5. Diagrama de insolubilidad total en estado slido con dos reacciones peritcticas y formacin

de dos compuestos de punto de fusin incongruente.

%B

L

L + A

TFA

A C

L + CE1

A

+

E1(A+C)

L + C

TFB

B

L + B

E2

B

+

E2(C+B)

C

+

E2(C+B)

C

+

E1(A+C)

%B

L

TFA

A

TFB

B

L + C2

C2

+

B

L + BP2

P1

C2C1

C1

+

C2A + C1

L + C1



9. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD PARCIAL EN ESTADO LQUIDO

9.1. Diagramas con reaccin monotctica

Estos diagramas aparecen cuando los metales en estado lquido no son miscibles dentro

de un campo de composicin y temperatura determinado, s sindolo fuera de l. El campo de

insolubilidad suele tener forma de cpula, como indica la figura 9-1, a la que se llama cpula o

laguna de insolubilidad.

Desde luego, si no existe solubilidad total en estado lquido, es poco probable que exista

solubilidad, an parcial, en estado slido, siendo el caso ms frecuente el de insolubilidad en

estado slido. Si existe solubilidad parcial en estado slido suele estar restringida a la

formacin de una nica solucin slida de solubilidad muy limitada.

El diagrama de la figura 9-1 representa el caso ms habitual de insolubilidad en estado

slido. La cpula MQN presenta un mximo para la llamada temperatura de cosolucin Tc. En

el interior de la cpula o laguna los lquidos L1 y L2 son inmiscibles, estando definidas sus

composiciones y porcentajes por la regla de la horizontal. Los dos lquidos tienden a separarse

en capas superpuestas por su diferencia de densidad, y al aumentar la temperatura tienden a

igualarse sus composiciones lo que se alcanza a la temperatura Tc.

Figura 9-1 Diagrama de solubilidad parcial en estado lquido con reaccin monotctica.

El lquido L1 vara su composicin por la curva MQ, mientras que el L2 lo hace a travs de

NQ, fuera de la cpula el lquido L es homogneo.

L1+L2TFA

A

%B

TFB

B

M

B

+

E(A+B)

A

+

E(A+B)

L + A

N

L + A

L + B

Q

E

P

TcL



Las aleaciones cuya composicin est comprendida entre P y N% de B dan la llamada

reaccin monotctica a la temperatura de la isoterma PMN, la reaccin es total para el punto

monotctico M:

LM A + LN (F=3, V=0)

Las aleaciones hipomonotcticas, entre P y M, dan la reaccin parcial con exceso de metal

A:

A + L A + LN

mientras que las hipermonotcticas muestran un exceso de lquido:

L1 +L2 A + LN

Por debajo de la temperatura monotctica el lquido L se enriquece en metal B,

solidificando como eutctico a la temperatura TE.

El diagrama con transformacin monotctica ms conocido quizs sea el Cu-Pb

representado en la figura 9-2, en la que el punto del 99,94% es la composicin del eutctico,

formado prcticamente por Pb puro.

Figura 9-2. Diagrama de equilibrio Cu-Pb.

% peso de Pb

Tem

pera

tura

(C

)

L L1+L2

a+L

a+L

a

Cu + Pb

PbCu

C



Los bronces especiales denominados cuproplomos con contenidos inferiores al 45%Pb,

son aleaciones muy empleadas para la fabricacin de cojinetes que pueden trabajar

ocasionalmente en condiciones de falta de lubricacin, pues la elevacin de temperatura

motivada por el contacto directo de eje y cojinete funde el plomo que acta entonces de

lubricante. Sin embargo, la fabricacin de estas aleaciones requiere tcnicas especiales pues

la fabricacin segn el diagrama termodinmico, conduce a una microestructura como la de la

figura 9-3 (a), en la que el eutctico, formado por Pb casi puro, orla los granos de Cu puro. La

resistencia mecnica, dada la disposicin del plomo como constituyente matriz, es pequea, e

interesa que el plomo aparezca como pequeos glbulos regularmente distribuidos sobre una

matriz de Cu puro, ya que esta microestructura es la menos penalizada por la baja resistencia a

la traccin del plomo [figura 9-3 (b)].

Figura 9-3. (a) Microestructura de equilibrio del Cu-30%Pb. (b) Microestructura industrial de la misma

aleacin.

Las aleaciones hipermonotcticas con contenidos superiores al 45%Pb no se utilizan

industrialmente pues, adems de su escasa resistencia mecnica, su fabricacin se complica

por la tendencia a separarse los dos lquidos por su diferencia de densidad.

Algunos diagramas de solubilidad parcial en estado lquido, como el representado en la

figura 9-4, muestran una cpula abierta siendo los tramos superiores de ambas ramas

discontinuos.

Estas cpulas que no poseen temperatura de cosolucin y permanecen abiertas aparecen

cuando la elevacin de temperatura de los lquidos inmiscibles no conduce a su solubilizacin y

s a la formacin de una emulsin.

(a) (b)

Pb

Cu



Figura 9-4 Diagrama con laguna de solubilidad abierta.

9.2. Diagrama con reaccin sintctica

Esta reaccin es muy infrecuente y aparece en diagramas con laguna de solubilidad como

el de la figura 9-4.

La isoterma MSN define las aleaciones que presentan la reaccin sintctica, siendo sta

total para el punto S:

LM + LN g (F = 3 , V = 0)

tanto las aleaciones hipo como hipersintcticas dan reacciones parciales que transcurren con

exceso de lquido: LM para las hipo y LN para las hipersintcticas.

De forma similar a la reaccin peritctica la reaccin sintctica no suele ser completa y la

microestructura obtenida en la prctica industrial difiere sustancialmente de la que indica la

evolucin termodinmica.

L1+L2TFA

A

%B

TFB

B

M

TEB

+

E(A+B)

A

+

E(A+B)

L + A

N

L + A

L + BE

P

L



Figura 9-4. Diagrama con reaccin sintctica.

La aleacin con un x% del metal B, hiposintctica, enfriada termodinmicamente a

velocidad infinitamente lenta dar fase g por reaccin entre los lquidos LM y LN inmiscibles y las

microestructuras sucesivas en el enfriamiento vendrn indicadas en el esquema siguiente

(figura 9-5):

Figura 9-5. Evolucin termodinmica de aleacin hiposintctica.

Sin embargo, la reaccin sintctica requiere el contacto entre L1 y L2 para formar g en la

interfase entre ambos lquidos, y si el enfriamiento es rpido no hay difusin a travs de la g

inicialmente formada y los lquidos L1 y L2 separados entre s evolucionan independientemente,

dando lugar a la siguiente secuenciacin de microestructuras (figura 9-6):

L1

L2L2

L1

g

L1

g g

A

Tc>T>Ts T=Ts Ts>T>TFA TT1

L1+L2

TFA

A

%B

B

M

g + B

g

N

L1 + g

S

A + g

L2 + g

TFB

Tc

x%

L



Figura 9-6 Evolucin termodinmica de aleacin hipersintctica.

Es decir, el enfriamiento industrial conduce, por la difusin limitada, a la aparicin de fase B

para aleaciones hiposintcticas y, viceversa, de fase A para las hipersintcticas.

Un diagrama, aunque sin aplicacin industrial, en el que aparece un sintctico es el de las

aleaciones Na-Zn.

10. DIAGRAMAS DE INSOLUBILIDAD EN ESTADO LQUIDO Y SLIDO

O DE INSOLUBILIDAD TOTAL

El diagrama que refleja la insolubilidad total entre dos metales, tanto en estado lquido

como slido, es el de la figura 10-1.

Diagramas de insolubilidad total son los de las aleaciones V-Ag, Al-Na, Al-Pb, Fe-Pb, Fe-

Ag, etc.

A temperatura superior a TFA los dos lquidos insolubles se separan en dos capas por su

diferencia de densidad, mientras que a temperaturas intermedias entre las de fusin de los dos

metales la fase slida decantar o flotar sobre la fase lquida segn sean las densidades

relativas.

B

L1

L2L2

L1

g

L2

L1

g

T1>T>Ts T=Ts Ts>T>TFB TFB>T>TFA

L1

gL

T>T1

B

TFA>T

A

g



Figura 10-1. Diagrama de insolubilidad total.

11. TRANSFORMACIONES EN ESTADO SLIDO

En toda la exposicin anterior se ha supuesto, por simplificar, que por debajo de la lnea de

solidus no exista ningn tipo de transformacin, excepcin hecha de la variacin de solubilidad

con la temperatura de las posibles soluciones slidas extremas o intermedias - existentes.

Sin embargo, son muy frecuentes las transformaciones en estado slido y, generalmente,

son ms complejos los diagramas a temperaturas inferiores a las de solidus que a las

superiores, por la variedad y complejidad de dichas transformaciones de fase.

Estas transformaciones pueden clasificarse en tres tipos bsicos: transformaciones

alotrpicas, transformaciones por variacin de solubilidad y transformaciones con reacciones. A

continuacin se estudiarn separadamente cada una de ellas y las formas caractersticas de

las lneas de transformacin.

11.1. Transformaciones alotrpicas.

Son numerosos los metales que presentan transformaciones alotrpicas de fase con o sin

cambio de sistema cristalino y, por tanto, diferentes propiedades fsicas.

El hierro presenta, por ejemplo, cuatro variedades alotrpicas conocidas como Fea, Fea no

magntico tambin llamado Feb, Feg y Fed.

TFA

A

%B

TFB

B

A(l) + B(l)

A(s) + B(l)

A(s) + B(s)



El Fea es de red c.c. y es magntico hasta los 768C en que se transforma en Feb o Fea no

magntico con igual red c.c.. A 906C el Fea no magntico se transforma en Feg, amagntico,

de red c.c.c. que, por ltimo, cambia a los 1.401C a Fed dbilmente magntico de red c.c.

nuevamente.

El Co se presenta como Coe magntico y red tipo hexagonal hasta los 450C temperatura a

la que pasa a Coa de red c.c.c. conservando el magnetismo que pierde a los 1.115C al

transformarse en Cob, aunque de igual red c.c.c..

Estas formas alotrpicas deben indicarse en la vertical correspondiente al metal puro del

diagrama de equilibrio, as para el Fe y el Co se tendra:

Figura 11-1. Transformaciones alotrpicas del hierro y del cobalto.

Naturalmente cada cambio alotrpico implica una isoterma en la curva de enfriamiento,

pues F=2, C=1 y V=0.

Las transformaciones alotrpicas no slo se presentan en el caso de metales puros sino,

tambin, en el de compuestos definidos y soluciones slidas.

As, por ejemplo, la cementita Fe3C carburo de hierro tipo intersticial presenta a 210C un

cambio alotrpico por el que pierde el magnetismo an sin cambio de red cristalina.

Por ltimo, las soluciones slidas pueden dar lugar a cambios alotrpicos por presentar

reacciones de ordenacin. En este caso la solucin slida, ya sea extrema o intermedia,

presenta dos lneas, habitualmente muy prximas, que indican el principio y fin de la reaccin

Fea

Feb

Feg

Fed

768C906C

1.401C

1.538C

Fe

Coe

Cob

Coa

450C

1.115C

Co



de ordenacin (figura 11-2.) aunque, a veces, los diagramas slo incluyen una curva por la

proximidad de ambas.

Figura 11-2. Reaccin de ordenacin en una solucin slida intermedia: gDgO

11.2. Transformaciones por variacin de solubilidad.

Las transformaciones en estado slido debidas a variacin de la solubilidad se presentan

por la dependencia de aqulla con la temperatura en las soluciones slidas primarias o las

intermedias, y ya han sido consideras a lo largo de la exposicin.

Figura 11-3. Segregacin en un diagrama con eutctico.

El caso ms habitual es el de la variacin positiva, creciente, de la solubilidad con la

temperatura para las soluciones slidas extremas, aunque no es infrecuente el que la

A

%B

B

g

g

g+g

L

L + a

TFA

A

%B

TFB

B

L + b

ab

ne

qp

E

b

+

E(a+b)

a

+

E(a+b) a

+

b

a

+

b

c d

T

m



solubilidad presente un mximo de concentracin de soluto para temperaturas intermedias

entre la ambiente y la de la lnea de solidus, siendo la solubilidad decreciente con la

temperatura, negativa, para temperaturas superiores al mximo de solubilidad.

La variacin de solubilidad con la temperatura reflejada en las lneas de solvus es la causa

de la segregacin. (Figura 11-3).

Para el diagrama de solubilidad parcial en estado slido con formacin de eutctico de la

figura 11-3 , la segregacin de cristales de fase b de la solucin slida a durante el

enfriamiento desde la temperatura T hasta la ambiente, para la aleacin de c%B, conduce a

una microestructura similar a la de la figura 11-4.

Figura 11-4. Segregacin de fase b de la solucin slida a.

Los cristales de la fase segregada b, nucleados en los lmites de grano de la fase a,

modifican la estructura de cristalizacin primaria surgida en la zona bifsica de L+ a, por lo que

a la segregacin suele llamrsele cristalizacin secundaria.

Sin embargo, la segregacin de cristales de las fases a y b que se origina durante el

enfriamiento desde TE para la aleacin del d%B, no modifica la apariencia de la microestructura

de solidificacin, pues las fases a y b segregadas son indistinguibles de las fases a

proeutctica y a y b eutcticas, aunque la distinta relacin de fases de lugar a hablar de

microconstituyente pseudoeutctico.

11.3. Transformaciones con reacciones

11.3.1. Transformacin eutectoide

La transformacin eutectoide es similar a la eutctica, de ah su nombre, sin ms que

cambiar la fase lquida por una slida:

S1 S2 + S3 (F=3 , V=0)

los slidos S2 y S3 pueden ser soluciones slidas, metales puros o compuestos.

a

b



Al ser mucho menor el calor desprendido en las transformaciones en estado slido que en

las reacciones con intervencin de lquido, las isotermas correspondientes a las reacciones

eutectoides son netamente ms cortas que las mesetas eutcticas y, al igual que en aqullas,

es aplicable el tringulo de Tamman para determinar la composicin del punto eutectoide e. La

figura 11-5 refleja, parcialmente, un diagrama con transformacin eutectoide.

La apariencia microgrfica de los constituyentes eutectoides es tambin la de una mezcla

fina de las fases que lo forman con morfologa laminar, globular o acicular pero, a diferencia de

los eutcticos, no tienen tendencia a ser microconstituyente matriz sino el disperso. As, por

ejemplo, en el diagrama representado en la figura 11-5, la aleacin hipoeutectoide de m%B

antes de la temperatura Te est formada por las fases a y g y tiene un apariencia similar a la de

la figura 11-7, y al alcanzar Te la fase g se descompone por reaccin eutectoide en las

soluciones extremas a y b (g a + b) y, supuesta estructura laminar, la microestructura sera

como la de la figura 11-8 siendo los granos eutectoides de contornos regulares.

Figura 11-5. Eutectoide formado por las soluciones slidas extremas (g a + b)

Figura 11-6. Eutectoide formado por la solucin slida extrema y un compuesto definido (g a + C)

g

g + a

A

%B

B

g+ b

a bqp

e

b

+

E(a+b)

a

+

E(a+b)

a+ba+b

m

g

g+ a

TFA

A

%B

TFB

B

g + C

ae

TE

C

+

e(a+C)

a

+

e(a+C)

C

+

Ba

+

C

C

g+ B



De forma semejante a los eutcticos la microestructura eutectoide propia del enfriamiento

lento termodinmico se puede modificar mediante tratamientos trmicos adecuados, siendo

posible transformar la estructura laminar en globular, y viceversa, segn interese que

predominen las propiedades de resistencia de la laminar o las plsticas de la globular,

respectivamente.

Figura 11-7. Microestructura de la aleacin m%B del diagrama de la figura 11-5 a T>Te

Figura 11-8. Microestructura a temperatura ambiente de la aleacin m%B del diagrama de la figura 11-5.

11.3.2. Transformacin peritectoide

Similar a la peritctica pero entre fases en estado slido:

S1 + S2 S3 (F = 3, V = 0)

siendo, nuevamente, las fases slidas metales puros, soluciones slidas o compuestos.

Si en el caso de la reaccin peritctica se indicaba la dificultad de lograr una

transformacin completa por la difusin limitada entre fases reaccionantes lquida y slida,

ahora al ser la reaccin entre dos fases slidas an es ms improbable encontrar la estructura

de equilibrio.

g

a

e

a



Esquemas de reacciones peritectoides se encuentran en la figura 11-9 a, b y c.

Figura 11-9. (a) Reaccin peritectoide entre soluciones slidas: g+ed. (b) Reaccin peritectoide entre

solucin slida y compuesto definido: g+Cd. (c) Reaccin peritectoide entre metal puro y solucin

extrema: A+b g

11.3.3. Transformacin monotectoide o espinodal

La transformacin monotectoide es similar a la laguna de solubilidad en estado lquido

pero, ahora, en estado slido.

Esta transformacin aparece en el diagrama Al-Zn para porcentajes de Al entre el 35 y el

78% a 282C (figura 11-10).

A temperaturas entre la de cosolucin de 353C y la de reaccin monotectoide de 282C la

solucin slida extrema a de red c.c.c. se descompone en dos soluciones slidas a1 y a2,

tambin ambas c.c.c.

La transformacin monotectoide total tiene lugar para la aleacin del 32%Al:

a1 a + a2 ( F = 3 , V = 0)

A B A B A B

d e + dg + d

g + e eg

dC + d

g + d

g + C

C

g

L + A

L + BL

A + bb

g + b

A + gg

p

pp

(a) (b) (c)



Figura 11-10. Diagrama binario de equilibrio Al-Zn

La separacin de las dos soluciones slidas a1 y a2 dentro de la laguna de solubildad en

estado slido implica difusin de tomos dentro de a para dar lugar a zonas pobres y ricas en

Al, entremezcladas, con muy pequea distancia entre ellas y apariencia de tejido. Este tipo de

transformacin en estado slido se conoce como reaccin espinodal.

12. DIAGRAMAS VERTICALES DE ENFRIAMIENTO LENTO

El diagrama vertical de enfriamiento lento de una aleacin binaria es una representacin

plana que proporciona para cada temperatura desde el estado lquido la proporcin de fases, o

bien de microconstituyentes, en equilibrio.

Su construccin implica el clculo del porcentaje de fases o microconstituyentes existente a

temperaturas infinitamente prximas, superior o inferiormente, a las de transformacin de la

aleacin desde el estado lquido a la ambiente. Habitualmente se consideran rectas las lneas

que unen los puntos representativos, aunque la evolucin real responda a lneas curvas.

Como ejemplo se ha representado para el diagrama de la figura 12-1 el diagrama verticale

de enfriamiento lento de fases para la aleacin del 22%B.

% peso de Zn

Tem

pera

tura

(C

)

C

L

L+a

aa1 + a2

ba+b

a+b

ZnAl

L+b



Figura 12-1.

45

100

200

300

400

500

600

700

800

5 40 50 70 BA

10

25

4035

40

70

806560

30

L

a

L+a

a+g

a+d

g+d

g

g+L

d

d+L

d+b b

b+L

4520

22



%81002045

2022% =

--=L

600 C (+)

%921002045

2245% =

--=a

%801002030

2230% =

--=a

600 C (-)

%201002030

2022% =

--=g

%201001025

2025% =

--=a

300 C (+)

%801001025

1022% =

--=g

%601001040

2240% =

--=a

300 C (-)

%401001040

1022% =

--=d

%42,51100540

2240% =

--=a

Temperatura

ambiente %57,48100540

522% =

--=d

Figura 12-2.

13. DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO Y PROPIEDADES DE LAS

ALEACIONES

Se ha repetido en numerosas ocasiones que las propiedades de una aleacin dependen

del nmero, porcentaje, tamao, morfologa y distribucin de los microconstituyentes que la

componen, por lo que debe existir una relacin entre el diagrama de equilibrio y las

propiedades de las aleaciones.

TC

51,42

6020

da

a

g

L

92 600

300

80



En la figura 13-1 se representan tres tipos de diagramas, muy simples, y la variacin de

propiedades que se obtiene en funcin de la composicin de la aleacin.

Figura 13-1. Forma de los diagramas de equilibrio y variacin de las propiedades de las aleaciones.

La variacin de propiedades es del tipo lineal para las aleaciones que presentan

reacciones, mientras que sigue una ley curvilnea cuando se trata de soluciones slidas,

pudiendo variar las propiedades de stas significativamente con respecto a las de los metales

puros.

Debe tenerse en cuenta que este comportamiento es slo aproximado y no tiene en cuenta

factores como el tamao de grano, distribucin y forma de los cristales, etc., de gran

importancia en las propiedades de las aleaciones.

L + a

L

a

A B

T

PFA

PFB

A B

Pro

pied

ades

EL + A

L

A + B

A B

T

PFA

PFB

L + B

A B

Pro

pied

ades

L + a

L

a + b

A B

T

PFB

L + b

bb

PFAE

A B

Pro

pied

ades

Metalotecnia - Diagramas de Equilibrio Binario

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