3.2. Ejemplo de aplicación a la aleación Cu-Ni
A. Descripción
El diagrama binario Cu-Ni (Fig. 2.13) es el sistema más clásico por su fácil comprensión e interpretación. Como en el ejemplo anterior, en el eje de ordenadas se representa la temperatura y en el de abscisas, la concentración en peso. La composición varía desde el 0 % en peso de Ni (100 % de Cu), en el extremo izquierdo, hasta el 100 % de Ni (0 % Cu), en el derecho. En el diagrama podemos observar tres campos delimitados por dos líneas: un campo sólido (α), un campo líquido (L ) y un campo bifásico (α + L ). Cada campo se caracteriza por las fases existentes en el tramo de temperaturas y concentraciones delimitado por las líneas limitadoras de fases.
El líquido L es una solución homogénea compuesta por Cu y Ni. La fase α es una solución sólida por sustitución, de átomos de Cu y de Ni, de estructura FCC . A temperaturas inferiores a 1 080°C, el Cu y el Ni son mutuamente solubles en estado sólido a cualquier composición, ya que el Cu y el Ni tienen la misma estructura cristalina (FCC -cúbica centrada en las caras), radios atómicos y electronegatividades casi idénticas, así como valencias muy similares. Este sistema resultante es isomorfo.
Fig. 2.13. Diagrama de fases Cu-Ni.
Las líneas de solidus y liquidus intersecan a derecha e izquierda con la ordenada temperatura; los puntos de intersección coinciden con los puntos de fusión de los componentes puros. En este caso son 1 085°C para el Cu y 1 455°C para el Ni.
Para cualquier composición diferente de los componentes puros, tiene lugar el fenómeno de la fusión en un tramo de temperaturas comprendido entre las líneas de solidus y liquidus. En este margen permanecen en equilibrio las fases sólida y líquida. Por ejemplo, calentando una aleación de 50 % en peso de Ni y 50 % de Cu, esta comienza a fundir a 1 280°C, y la proporción de líquido aumenta al incrementar la temperatura hasta llegar a los 1 320°C, cuando la aleación funde totalmente.
B. Interpretación general del diagrama de fases Cu-Ni
Conociendo la concentración y la temperatura de equilibrio, los sistemas binarios nos suministran la información siguiente: número de fases presentes en el equilibrio, composición de cada fase y la fracción o porcentaje de cada fase. Lo visto hasta ahora vamos a aplicarlo al diagrama de fases Cu-Ni (Fig. 2.13).
Número de fases presentes
En este caso se procede al revés: en lugar de ir disminuyendo la temperatura, se aumenta.
El punto A representa una aleación de composición 60 % en peso de Ni y 40 % en peso de Cu, a 1 100°C; se encuentra en la región monofásica α, por lo que únicamente estará presente la fase α. El punto B representa una aleación de 35 % en peso de Ni y 65 % en peso de Cu a 1 250°C, y se encuentra en la región bifásica α + L , por tanto, estarán presentes la fase α en equilibrio con la fase líquida L . El punto C se encuentra en la zona de líquido y le sucede como al punto A, el 60 % es Ni líquido y el 40 % Cu líquido.
Determinación de la composición de las fases
Primero localizaremos el punto temperatura-concentración en el diagrama de fases. En un sistema monofásico, el procedimiento es sencillo: la composición de la fase coincide con la composición total de la aleación. Ejemplo: consideramos el punto A (Fig. 2.13), aleación de 60 % en peso de Ni y 40 % en peso de Cu a 1 100°C. En estas condiciones de composición y de temperatura solo existe una fase.
Para una aleación en condiciones de composición y temperatura localizada en una región bifásica, la solución es más complicada y se procederá como se ha estudiado. Se trazan imaginariamente líneas horizontales a una temperatura determinada, denominadas rectas de reparto o isotermas. Las concentraciones en equilibrio de las dos fases presentes se calculan de la siguiente manera:
1. Se traza una recta a través de la región bifásica a la temperatura de la aleación.
2. Se anotan las intersecciones de la recta de reparto con los dos límites de fase de los extremos.
3. A partir de las intersecciones, se trazan perpendiculares hasta el eje de abscisas. Las intersecciones resultantes corresponden a las composiciones de las fases presentes.
Por ejemplo, nos fijamos en el punto B de la Figura 2.14, que se encuentra dentro de la región α + L. Se traza la recta de reparto, tal como se indica en la figura. La perpendicular desde la intersección de la línea de reparto con la línea de liquidus corta en el eje de abscisas, resultando la siguiente composición: 32 % en peso de Ni y 68 % en peso de Cu, que es la composición de la fase líquida CL. Del mismo modo, la recta de reparto interseca con la línea de solidus , y la perpendicular da la composición en la fase sólida Cα, que corresponde a 43 % en peso de Ni y 57 % en peso de Cu.
Determinación de los porcentajes de cada fase
La cantidad relativa, como fracción o como porcentaje, de las fases presentes en el equilibrio se puede calcular mediante los diagramas de fases. Los campos monofásicos y bifásicos se deben tratar separadamente.
La solución resulta obvia para la región monofásica, ya que solo existe una fase. El porcentaje es del 100 %. Refiriéndonos al punto A de la Figura 2.13, en la aleación de 60 % en peso de Ni y 40 % en peso de Cu a 1 100°C, solo existe la fase α y la aleación es 100 % de α.
Fig. 2.14. Diagrama de fases Cu-Ni: ampliación en un punto del campo (α + L).
Si el punto composición-temperatura está localizado dentro de la región bifásica, el problema se complica un poco, pero se puede resolver con la regla de la palanca. Fijándonos de nuevo en el punto B (Fig. 2.14), la aleación Cu-Ni tiene una composición 35 % en peso de Ni y 65 % en peso de Cu a 1 250°C, coexistiendo dos fases α y L. La dificultad radica en calcular la proporción de ambas.
La composición de la aleación viene dada por el punto C, al que corresponden unas fracciones de masa de las fases w L y w α , que se calculan aplicando la regla de la palanca:
Se puede obtener w L restando las composiciones como:
donde C α = 43 % en peso de Ni; C = 35 % en peso de Ni; y C L = 32 % en peso de Ni. Sustituyendo se obtiene:
De igual modo, se calcula la fase α:
Fig. 2.15. Curvas de enfriamiento de aleaciones totalmente solubles en estado líquido e insolubles en estado sólido.
Resumiendo, si se conocen la temperatura y la composición, y si se ha alcanzado el equilibrio, la regla de las fases se emplea para determinar las cantidades relativas o fracciones de fases en los campos bifásicos de aleaciones binarias.
Es fácil confundir los procedimientos de determinación de composición de las fases con los de cantidades relativas de fases presentes. La composición de las fases se expresa en términos de concentración de los componentes. En una aleación monofásica la composición de la fase coincide con la composición total de la aleación.
En una aleación bifásica se debe utilizar la recta de reparto, cuyos extremos determinan las composiciones de las respectivas fases. Respecto a las cantidades relativas de fases, la fase equivale a la aleación (en una aleación monofásica). En una bifásica se debe utilizar la regla de la palanca, calculando la relación de las longitudes de los segmentos de la recta de reparto.
3.3. Aleaciones totalmente solubles en estado líquido e insolubles en estado sólido
Se toma un número determinado de aleaciones con diferentes porcentajes de sus componentes A-B. Se representan sus curvas de enfriamiento en un diagrama temperatura-tiempo (Fig. 2.15).
Las curvas I y VI corresponden a los elementos puros. En ellas la temperatura permanece constante mientras dura la solidificación. De la observación del diagrama se puede deducir que en todas las aleaciones A-B, sea cual sea su concentración, la temperatura a la que acaban de solidificar es la misma (T3). Más adelante se verá la importancia de este fenómeno. Trasladando estos datos a un diagrama de temperatura-concentración, y uniendo los puntos de características iguales, resulta el diagrama de equilibrio de la Figura 2.16.
La línea que une los puntos donde empieza la formación de los primeros cristales es la línea de liquidus (uniendo los puntos 1 de la Fig. 2.16). Por encima de ella, todas las aleaciones se encuentran en estado líquido. La línea que une todos los puntos donde terminan de formarse los cristales es la línea de solidus , y por debajo de ella las aleaciones están en estado sólido (uniendo los puntos 3 de la Figura 2.16).
De la lectura e interpretación de estos diagramas, se pueden saber los puntos de fusión y solidificación de cualquier aleación, determinar la composición de una aleación para que funda a una temperatura fija y, lo más importante, saber cuál es la aleación de punto de fusión más bajo, llamada eutéctica. En la Figura 2.16, corresponde a la aleación III.
Fig. 2.16. Diagrama de equilibrio de aleaciones totalmente solubles en estado líquido e insolubles en estado sólido.
Las líneas de solidus y liquidus dividen el diagrama en cuatro campos. Dentro de cada uno de ellos, toda aleación estará formada por las mismas fases (Fig. 2.17).
Cualquier punto de la zona L representa una sola fase, líquida y homogénea de concentración, de la aleación correspondiente, y más o menos fluida, según esté más o menos alejada de la línea de liquidus.
En la zona L + A existen dos fases bien definidas: una de líquido y otra de cristales de aleación A. Veamos qué pasa con una aleación de menor contenido de B que la aleación eutéctica; por ejemplo, la que representa la línea a-d:
En el punto a , todo el líquido es de concentración A-B 70-30, que es la de la aleación.
En el punto b L comienzan a formarse los primeros núcleos cristalinos de A. La concentración de la fase líquida es de 70-30, y la correspondiente a los cristalinos del punto b S es A-B 100-0.
En el punto n se tienen cristales de concentración n S = A-B 100-0, y líquido de concentración n L = A-B 55-45. Las cantidades relativas de cada fase se obtienen aplicando la regla de la palanca, de la que resulta:
Fig. 2.17. Campos de un diagrama de equilibrio de aleaciones totalmente solubles en estado líquido e insolubles en estado sólido.
En el punto d se tienen cristales de concentración d S = A-B 100-0, y el resto será líquido, cuya concentración es la del punto c, es decir, el de la aleación eutéctica d L = A-B 40-60.
Reacción eutéctica. Transformación de fases en la cual toda la fase líquida se transforma por enfriamiento en dos fases sólidas isotérmicamente.
Temperatura eutéctica. Temperatura a la cual tiene lugar la reacción eutéctica.
Composición eutéctica. Composición de la fase líquida que reacciona para formar dos nuevas fases sólidas a la temperatura eutéctica.
Punto eutéctico. Punto determinado por la composición eutéctica y la temperatura correspondiente.
A partir del punto d hacia abajo, las aleaciones están formadas por los cristales de A , formados entre b L y d (cristales primarios de A ), y de cristales mixtos de B + A (secundarios de A ). Las concentraciones serán el 30 % del total de B y 70 % de A, subdividido en 50 % de A primario y 70 - 50 = 20 de A secundario.
En una aleación eutéctica resulta:
En un punto e dentro del campo L, la aleación se encuentra en estado líquido y los componentes totalmente disueltos; el porcentaje es el de la aleación A-B 40-60 y hasta el punto c.
Al llegar al punto c comienzan a cristalizar, al mismo tiempo, moléculas del componente A y del componente B, íntimamente mezcladas, formando cristales mixtos de composición total eutéctica.
Por debajo de c, y hasta la temperatura ambiente, no hay cambio alguno.
Las aleaciones eutécticas cuentan con la gran ventaja de fundir a la más baja temperatura posible de estas aleaciones; por tanto, son las idóneas para fabricar piezas fundidas, por llenar mejor los moldes y ser más homogéneas. En este tipo de diagramas podemos observar un punto invariante c , donde para una temperatura y composición determinadas se produce la reacción eutéctica. La solidificación de un eutéctico origina siempre un producto bifásico, mientras que la de un componente puro origina una monofase.
Vamos a estudiar, por último, una aleación con mayor contenido de B que las eutécticas:
En el punto k se tiene líquido homogéneo de concentración igual a la de la aleación.
En d comienza la solidificación (cristalización) del componente B , en contacto con la fase líquida.
En el punto p para un aleación del 25 % de A y 75 % de B coexisten dos fases, la líquida y la sólida. La sólida está formada por cristales puros de B. La líquida, de aleación A-B con concentración p L = A-B 32,5-67,5.
La cantidad relativa de ambas fases se obtiene como en casos anteriores:
Las transformaciones de fases transcurren con o sin cambio de composición. Las que no alteran la composición se denominan transformaciones congruentes . Por el contrario, en una transformación incongruente se produce un cambio en la composición. Ejemplos de transformaciones congruentes son las transformaciones alotrópicas y la fusión de materiales puros. Las reacciones eutéctica y eutectoide, así como la fusión de aleaciones isomorfas, son ejemplos de transformaciones incongruentes.
Al llegar a q, la fase líquida tiene una concentración c = A-B 40-60, la de la eutéctica; mientras que la sólida continúa siendo de cristales de elemento puro B. Las cantidades de una y otra son:
Al llegar a este punto, en que la concentración de la fase líquida es la eutéctica, toda ella se transforma en fase sólida formada por cristales mixtos del elemento A y el B , de concentración eutéctica. Así pues, en esta zona se hallan en equilibrio cristales de B libres y cristales mezclados de A y B . Lo mismo sucede con todas las aleaciones comprendidas entre la aleación eutéctica y la del 100 % de B .
Las aleaciones hipoeutécticas son aquellas en las que la concentración de elemento aleante es menor que la concentración del punto eutéctico. Las hipereutécticas son aquellas cuya concentración de elemento aleante es mayor que la del punto eutéctico.