Cap 06 - Norma Espinoza

Vista previa del material en texto

CAPITULO 6 
6. ALEACIONES METALICAS Y DIAGRAMA DE FASES 
6.1 Definición de aleación y condiciones que deben reunir los componentes de una 
aleación. 
En realidad rara vez se utilizan metales puros en la industria, debido por una parte a la 
dificultad que ofrece la elaboración de los mismos a partir de sus minerales, de forma que 
siempre aparece algún tipo de impureza, y por otra parte a que es práctica usual agregar a un 
metal otros compuestos o metales con el fin de mejorar sus características. 
Podríamos decir entonces que una aleación metálica está compuesta por uno o más 
componentes, definiendo como tales a los elementos químicos, dados por la tabla periódica. 
Para que dos o más componentes formen una aleación metálica deben reunir las siguientes 
condiciones fundamentales: 
- Los elementos deben ser totalmente miscibles en estado líquido, de forma que al solidificarse 
formen un cuerpo homogéneo, en caso contrario se producirán estratos. Exceptuando el plomo 
que no es miscible con el hierro y con el aluminio, el resto de los metales son miscibles entre si 
en mayor o menor grado. 
- El producto obtenido debe tener carácter metálico. Esto siempre se consigue al agregar 
metales entre sí, y también se consigue en muchos casos al alear metales con metaloides, 
como por ejemplo el acero, que es hierro con pequeños porcentajes de carbono. 
Según lo dicho, hay infinidad de aleaciones. Si imaginamos los 45 metales, nos darían 990 
aleaciones binarias, 14 000 ternarias etc. esto sin tener en cuenta los porcentajes, ya que por 
ejemplo al alear cobre con Al podría ser 10% Cu 90% Al, 20% Cu 80% Al, etc. 
Por suerte, las aleaciones que tienen utilidad práctica son un número limitado de ellas, o bien 
se pueden estudiar en grupos similares. 
6.2 Constituyentes de las aleaciones: Generalidades. 
 
Veíamos como un metal puro estaba formado por distintos granos, que aunque podían ser de 
distintos tamaños, todos eran iguales físico-químicamente hablando. 
Sin embargo, esto no ocurre necesariamente en las aleaciones, ya que si observamos los 
granos de una aleación, puede que sean todos iguales o bien pueden ser distintos entre si. A 
estas partes de una aleación, generalmente diferenciables a través de un microscopio 
metalográfico, y diferentes entre sí físico-químicamente, se les llama constituyentes de la 
aleación. 
Los constituyentes de una aleación pueden ser soluciones sólidas y compuestos. A los 
compuestos también se les llama fases intermedias. 
En la Fig. 6.1 se puede observar una aleación formada por dos constituyentes, uno más oscuro 
que otro, y en la Fig. 6.2 se observa una aleación formada por un solo constituyente, aunque 
los granos presentan distintas tonalidades. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 Fig. 6.1. Aleación de dos constituyentes Fig. 6.2. Aleación de un solo constituyente 
 (Fundición nodular) (acero inoxidable austenítico) 
 
6.2.1 Soluciones sólidas. 
Análogamente a lo que ocurre con los líquidos, por ejemplo con el ClNa en agua, en estado 
sólido también existen soluciones. 
Las soluciones sólidas que nos interesan son aquellas que están formadas por un disolvente 
metálico y un soluto, que puede ser o no metálico de forma que el conjunto tenga carácter 
metálico. 
Se entiende por disolvente, al compuesto (metal) que conserva su estructura cristalina. En el 
caso de alearse dos metales con la misma red cristalina, el disolvente será aquel que entre en 
mayor proporción. 
Existen dos clases fundamentales de soluciones sólidas, que son por sustitución y por 
inserción. Otro tipo son las soluciones sólidas ordenadas, que en realidad son de sustitución. 
 
Soluciones sólidas por sustitución. 
En este caso los átomos de soluto (B) pasan a sustituir algún átomo de disolvente (A) Fig. 6.3 
 
 
 
En general, la cantidad que hay de A y de B suele representarse en un segmento horizontal 
dividido en diez partes iguales (Fig. 6.4.a), que corresponden a los porcentajes de B en peso. 
De esta forma y a modo de ejemplo, si A y B mezclados en cualquier proporción dan 
soluciones sólidas por sustitución, el intervalo de solubilidad es todo el segmento, es decir 
presentan solubilidad total. Si por el contrario A y B solo dan soluciones sólidas por sustitución 
en cierto intervalo del segmento se dice que A y B presentan solubilidad parcial. Por ejemplo, 
cuando los porcentajes de B están comprendidos entre el 10% y el 40%, Fig. 6.4.b. Lo normal 
es que la solubilidad parcial se presente en los extremos del intervalo, es decir A puede 
disolver desde el 0% hasta el X% de B o bien B puede disolver desde el 0% hasta el Y% de A, 
es decir se presentan soluciones sólidas extremas. 
El que dos elementos A y B presenten solubilidad total o parcial, va a depender de ciertos 
factores dados por Hume-Rothery que son los siguientes: 
 
- Factor de tamaño: 
Solo se podrán formar soluciones sólidas por sustitución si los átomos del soluto y del 
disolvente tienen tamaños parecidos. En general, si la diferencia es menor que un 15% son 
solubles y si es mayor no, aunque hay casos en que con diferencias mayores (hasta el 20%), 
pueden aparecer soluciones sólidas extremas. 
El factor de tamaño se explica por la observación de la Fig. 6.5. 
 
 
Fig. 6.5. Distorsión producida en una red cristalina por la inserción de (a) un átomo pequeño y 
(b) un átomo grande. 
 
En el caso (b), el átomo de soluto expande la red del disolvente, creándose un campo de 
tensiones, de forma que una zona de la red queda sometida a compresión. 
En el caso (a) ocurre todo lo contrario. 
 
- Factor de afinidad química (o electroquímica): 
La solubilidad esta favorecida si los elementos tienen una configuración electrónica parecida. 
Esto se explica, ya que si dos elementos están alejados en la tabla periódica, tienen tendencia 
a formar compuestos químicos iónicos, y no enlaces metálicos. Así por ejemplo, el S que es 
muy electronegativo, tiene tendencia a formar sulfuros con los metales de transición, y no se 
disuelve. 
 
- Factor de valencia: 
En realidad esto está íntimamente relacionado con el factor de afinidad química, ya que ambos 
proceden de las características de la nube electrónica. 
En general se dice que los metales de la misma valencia, en igualdad de condiciones, se 
disuelven más ampliamente que los de valencia distinta. En este último caso, metales de 
menor valencia disuelven mejor a los de mayor valencia que viceversa. 
 
- Factor de estructura cristalina: 
Los metales que presentan la misma estructura cristalina, generalmente se disuelven 
ampliamente, no ocurriendo esto entre metales que presentan estructura cristalina distinta. 
 
Para concluir decir que en algunos casos unos factores son favorables pero, por el contrario, 
otros no, pudiendo resumirlo como sigue: 
- Si los cuatro factores son favorables, cabe esperar soluciones sólidas totales. 
- si uno de los factores es desfavorable, y los otros no, se pueden producir soluciones 
extremas amplias. ( ) ( ) 
Al aumentar el número de factores desfavorables, disminuye la solubilidad. 
 ( ) ( ) 
Soluciones sólidas por inserción 
En este tipo de solución, un elemento extraño se incorpora a los intersticios de la red del 
disolvente, Fig. 6.6. 
Como se recordara, los radios de los intersticios de la red metálica son mucho más pequeños 
que los átomos de la red, por lo que los solutos de estas soluciones solo pueden ser elementos 
de pequeño radio atómico, ya que si no, producirán distorsiones considerables en la misma. 
Aun así, los átomos intersticiales distorsionan considerablemente a las redes cristalinas de los 
disolventes. 
 
Fig. 6.6 Solución sólida por inserción de átomos de B en los intersticios de la red A 
 
En la figura anterior, a la derecha, se han representadolas redes C.C.C. (F.C.C.) y C.C. 
(B.C.C.), en ese orden, mostrando un átomo extraño que se ha insertado en la arista del cubo. 
Se puede apreciar que la distorsión es mayor en el 2º caso. 
Solo los átomos de N, C, B y O pueden formar soluciones sólidas por inserción. El resto de los 
elementos formarían en su caso soluciones sólidas por sustitución (Pt, Au, Ag, Fe, etc.). 
Un aspecto interesante a considerar, es que el radio de los intersticios es mucho menor en los 
metales con estructura C.C. (B.C.C.) que en los C.C.C. (F.C.C.) y Ex.C. (H.C.P.), por lo tanto, 
estos últimos admiten por lo general intervalos de solubilidad mucho más amplios. Un ejemplo 
es el Fe que solo puede disolver un 0,025% en peso de C y el Fe que puede disolver un 2% 
de C en peso. 
Por último decir que así como dos elementos A y B pueden producir soluciones sólidas por 
sustitución extremas en ambas partes del intervalo de solubilidad, esto no es así para las 
soluciones sólidas por inserción, ya que en este caso si A disuelve a B, B tiene que ser 
pequeño, y por tanto no puede disolver a A. De ahí, que para el caso de inserción, solo habrá 
solubilidad parcial en uno de los dos extremos del intervalo, y nunca puede haber solubilidad 
total. 
Soluciones sólidas ordenadas. 
Existen soluciones sólidas por sustitución, en las cuales el soluto ocupa posiciones ordenadas 
dentro de la red del disolvente. 
A este tipo de estructura también se las llama superredes, puesto que es como si se formasen 
dos redes entremezcladas, una de soluto y otra de disolvente. 
Energéticamente son más estables, y para conseguirlas, generalmente a bajas temperaturas y 
siempre a partir de soluciones sólidas por sustitución desordenadas, necesitamos enfriar 
lentamente. 
En la Fig. 6.7 se representan las típicas para las redes BCC. y FCC 
 
 
Fig. 6.7. Algunas celdillas elementales de soluciones sólidas ordenadas. 
La distorsión cristalina de las soluciones sólidas y su influencia en las propiedades 
mecánicas. 
Cuando agregamos un soluto a un disolvente, debido a la diferencia de diámetros entre el 
soluto y el disolvente en las soluciones sólidas por sustitución y a la diferencia entre radio del 
intersticio cristalino del disolvente y al del radio del soluto en las soluciones sólidas por 
inserción, se producen siempre distorsiones cristalinas que impiden el libre deslizamiento de 
las dislocaciones, aumentando por lo general la resistencia mecánica y la dureza al aumentar 
el % de aleación. Por otra parte también aumenta el comportamiento frágil y disminuye la 
tenacidad. 
 
Fig. 6.8 Variación de distintas características mecánicas con el % de aleación 
Las soluciones sólidas ordenadas, llevan consigo variaciones en la nube electrónica con 
respecto a las desordenadas, que se traduce en una variación de las propiedades metálicas. En 
general σ
R 
y H son mayores en las ordenadas. 
6.2.2 Fases intermedias o compuestos 
Son otro tipo de constituyentes de las aleaciones, que generalmente responderán a una 
formula estequiométrica, A
n
B
m 
que puede seguir o no las leyes de la valencia. Además, 
mientras unos siguen perfectamente la formula A
n
B
m
, otros tienen un intervalo de 
concentración de existencia más o menos amplio. Todas ellas presentan redes cristalinas y 
propiedades físico-químicas propias, distintos de A y de B. 
A continuación veremos algunos de ellos. 
 
Compuestos químicos o de valencia. 
Son los que responden exactamente a las leyes de valencia, no presentando intervalo de 
solubilidad, Fig. 6.9. 
 
 
 
Fig. 6.9. El compuesto químico AnBm no presenta intervalo de solubilidad 
 
Los compuestos químicos tienen siempre un fuerte carácter iónico o covalente y débil carácter 
metálico. Poseen estructuras cristalinas complejas. Baja ductilidad y conductibilidad eléctrica. 
Se forman entre metales no similares químicamente. 
Se dividen en covalentes, iónicos y fases de Laves 
 
 
Compuestos químicos covalentes 
 
 
Son aislantes y resistentes a la corrosión. 
 
Compuestos químicos iónicos 
 
 
 
Son duros, resistentes al corte y a la compresión, pero frágiles y no resisten tracción. Son 
aislantes eléctricos y térmicos. Son estables químicamente. 
 
Fases de Laves 
También son compuestos con marcado carácter metálico y dureza. 
Son compuestos con fórmula estequeométrica AB2 
La relación entre el radio intersticial y el radio atómico (de la celda cristalina) es: 
 
 
 
 
 
Los átomos A tienen 12 vecinos B y 4 A. 
Los átomos B tienen 6 vecinos A y 6 B. 
Se usan para dar dureza en aleaciones resistentes al calor. 
 
 
Compuestos de Laves 
 
 
 
 
Los compuestos químicos (de cualquier tipo) más interesantes, bajo nuestro punto de vista, 
son los formados por los metales en combinación con los elementos del grupo IV b, V b, VI b, 
esto es óxidos, fosfuros, seleniuros, etc. Algunos ejemplos son: CuO2, Cu2O, FeS, SZn, Mg2Pb, 
Mg2Sn, Cu2Se. 
Generalmente son compuestos que cristalizan en una red compleja, frágil y dura. Muchas 
veces no son deseables. 
 
Compuestos electrónicos o de valencia anormal. 
A estos compuestos también se les llama soluciones sólidas intermedias, ya que tienen un 
rango de solubilidad a veces bastante extenso, si bien en general, responden a una formula 
estequiométrica AnBm que no se rige por las leyes de la valencia. 
Están formados entre metales del grupo b, es decir Cu, Ag, Au, Al, Zn, Mg, etc., y aparecen 
cuando las concentraciones electrónicas toman ciertos valores aproximados que son 3/2, 21/13 
y 7/4, formando los compuestos electrónicos β,  y ε que cristalizan en las redes c.c., c. 
compleja y ex.c respectivamente. 
Se define concentración electrónica a lo siguiente: 
 
 
 
 
 
En la Tabla 1 se presentan algunos de los mismos, y a continuación se aclaran unos ejemplos: 
Cu valencia 1, Al valencia 3, luego Cu3Al tiene 6 electrones y 4 átomos (3/2). 
Cu9Al4 tiene 9+12=21 electrones y 9+4=13 átomos (21/13) 
Cu3Si tiene 3+4 =7 electrones Y 3+1=4 átomos (7/4) 
 
 
 
Tabla 1. Algunos compuestos electrónicos o de valencia anormal 
Ag5Cd8 
 
Las fases β y ε, son maleables, sobre todo en caliente, y presentan un marcado carácter 
metálico, por el contrario la fase  es frágil y muy mala conductora, siempre hablando en 
términos generales. 
Por último hay que decir que estos compuestos se forman entre átomos de tamaño parecido. 
 
 
 
 PdIn Ni5Sn21 
 Cu5Si Na31Pb8 
 
Compuestos intersticiales. 
También responden a una fórmula estequiométrica, de valencia anormal, que no presentan 
intervalo de concentración. 
Se forman, al igual que las soluciones sólidas intersticiales, al penetrar átomos pequeños (N, 
C, H, B) en los intersticios de la red metálica, generalmente en los metales de transición (Sc, 
Ta, W, V, Zr, Nb, Hf) y del grupo a (Fe, Cr, Ni, Co, Ti, etc.). 
 
 
 
 
Fig. 6.10. Compuesto intersticial que sigue una formula estequiométrica, AnBm, no de valencia. 
 
Todos ellos son muy duros y presentan carácter metálico, acompañado de elevado punto de 
fusión y elevado carácter covalente de sus enlaces (Ej.: TiN, TaN, VC, ZrC, NbC, TiC, Fe4N, 
Fe3C, CrN, TaC). 
Dependiendo de la relación entre el radio del átomo intersticial (Rx) y el radio atómico del 
metal (Rm) existen dos grupos de compuestos intersticiales: 
Rx/Rm < 0,59 estos tienen red simple (c.c., c.c.c. ó ex.c.). Entre ellos cabe destacar los 
carburos de Ti, V, W, Mo, Zn y Ta. También los nitruros de Fe, Cr y Co (en general todos los 
nitruros). 
 
Rx/Rm > 0,59 estos tienen una red compleja, los más importantes son los carburos de Fe, Cr y 
Co. El más significativo es el Fe3 C (cementita), que aparece en casi todos los aceros. 
 
Los del primer grupo, red sencilla, son más estables a elevadastemperaturas que los del 
segundo grupo. Esto, como se verá en capítulos sucesivos, es muy estimado para elaborar 
metales resistentes a altas temperaturas. 
 
6.2.3 Mezclas 
Como se había dicho, una aleación puede estar formada por un solo constituyente, es decir, 
todos los granos iguales, que pueden ser un metal puro, una solución sólida, etc. En estos 
casos la aleación es homogénea. 
Por el contrario si en una aleación aparecen distintos constituyentes, se le llama mezcla o 
aleación heterogénea. 
 
6.3 Diagramas de fases: Definiciones previas 
El concepto de fase es fundamental cuando se habla de aleaciones y de diagramas de fases. 
Una fase puede ser un constituyente de una aleación, es decir una solución sólida, un metal 
puro, un compuesto son fases. En general, dos fases son diferentes si son distintas sus 
características físicas y/o químicas, que es lo que ocurre en los ejemplos anteriores donde hay 
diferencias físicas y químicas. Por otra parte un metal en estado líquido es una fase y en 
estado sólido es otra (características químicas iguales pero físicas distintas). También son 
fases distintas los estados alotrópicos (cambio de estructura cristalina que presentan ciertos 
materiales con la temperatura). 
 
Una aleación metálica puede ser homogénea, es decir compuesta por una sola fase, o 
heterogénea o multifase. Esto último es lo más usual. 
 
Se entiende por microestructura a la forma como están distribuidas las fases en una aleación, 
y se puede observar al microscopio óptico o electrónico. 
La distribución de fases, o microestructura influyen de forma decisiva en las características de 
un material. Esto puede quedar aclarado si suponemos dos fases de una aleación, una muy 
frágil y otra muy tenaz. Si la microestructura frágil rodea a la tenaz (La tenaz seria como islas 
en un mar frágil) la aleación seria frágil (Fig. 6.11), ya que una rotura avanzaría fácilmente por 
el material frágil. En el caso contrario la aleación sería tenaz. 
 
 
 
Fig. 6.11. Aunque la fase a cuadros sea tenaz, si la fase blanca es frágil, el material también lo 
es. Una rotura avanza con facilidad de A a B. 
Ahora bien, supongamos dos metales A y B. Nosotros podemos alearlos en cualquier 
proporción (20% de A y 80% de B; 21% de A y 79% de B, etc.) por lo que podemos obtener 
distintas microestructuras. Mezclados en un porcentaje pueden dar una solución sólida, y en 
otro porcentaje un compuesto o una mezcla heterogénea y así sucesivamente. No solo eso, 
sino que una misma mezcla puede variar dependiendo de la temperatura a la que se encuentre 
De todo lo anterior se desprende que existen muchísimas posibilidades de microestructuras 
distintas cuando aleamos dos elementos A y B, y que la microestructura obtenida depende del 
porcentaje de mezcla y de la temperatura. 
Los diagramas de fases son una especie de mapas de fases o microestructuras, donde en el 
eje horizontal se representan los porcentajes de mezclas y en el vertical la temperatura, de 
forma que cada punto del diagrama va a corresponderse con una distribución concreta de 
fases, esto es con una microestructura. 
 
6.4 Construcción de un diagrama de fases binario. Solubilidad total en los estados líquido y sólido. 
La ley de la palanca y de los segmentos inversos. 
(Nota: Complementar esta lectura con el apunte de la Cátedra) 
 
En la Fig. 6.12 se indica como a partir de las curvas de enfriamiento de distintas aleaciones A y B se 
construye un diagrama de fases de solubilidad total en los estados líquido y sólido (T f A < Tf B). Todos los 
diagramas de fases se construyen igual. El diagrama se presenta también en la Fig. 6.13. Los porcentajes 
de B son en peso, si no se especifica lo contrario. 
 
 
 
Fig. 6.12. Construcción de un diagrama de fases. 
 
Observando las figuras es fácil concluir que todas las aleaciones que puedan resultar de mezclar A con B 
en cualquier proporción, por arriba de la línea líquidus están en estado liquido y son una solución liquida, 
por debajo de la línea sólidus están en estado sólido y son una solución sólida y entre las líneas líquidus y 
sólidus coexisten liquido y sólido. 
 
 
Fig. 6.13 Diagrama de fases con solubilidad total en estados líquido y sólido 
Por otra parte, en la Fig. 6.14, se representan las microestructuras que van apareciendo en el 
enfriamiento de una aleación en este diagrama de solubilidad total. 
 
Fig. 6.14. Enfriamiento de una aleación en un diagrama de fases con solubilidad total en los estados líquido 
y sólido. 
 
Cuando coexisten dos fases distintas en este diagrama y en cualquier diagrama de fases, para 
conocer la cantidad que hay de cada fase se utiliza la ley de la palanca o de los segmentos 
inversos: Por el punto 3, por ejemplo, se traza una horizontal desde la línea líquidus a la 
sólidus (ac). El porcentaje de líquido en % es (bc/ac).100 y el de sólido (ab/ac).100. Por otra 
parte utilizamos la ley de la horizontal para determinar la composición química del líquido que 
según esta ley corresponde con la del punto a (20% de B en este caso) y la del sólido con el 
punto c. Por tanto en el punto 3 de la Fig. 6.14 tenemos dos fases: una fase líquida con 20% 
de B y otra fase sólida  (solución sólida) con 60 de B en su composición química. Además, por 
la aplicación de la regla de la palanca, podemos calcular las masas porcentuales de cada fase: 
 
 
 
 
 
  
 
 
 
80% B 
20% A 
 
 
Por otra parte el aspecto que tiene este tipo de aleaciones es el mostrado en las Fig. 6.15 y 
Fig. 6.16, es decir una sola fase que es una solución sólida. Es muy similar a un metal puro. 
 
 
Fig. 6.15. Solución sólida Mg 6% Al y grano Fig. 6.16 Solución sólida Mg 6% Al y grano 
grueso (250x) fino. (200x) 
 
Un ejemplo de este tipo de diagrama de fases el sistema Ni-Cu representado en la Fig. 6.17 
 
 
Fig. 6.17. Diagrama de fases (o de equilibrio) del sistema Ni-Cu 
 
6.5 Enfriamiento fuera del equilibrio 
Los diagramas de fases se construyen para enfriamientos lentos, en equilibrio. Por lo tanto si 
enfriamos rápidamente las microestructuras obtenidas no serían exactamente las mismas y 
seria usual la presencia de heterogeneidades químicas. Esto último queda mostrado si nos 
fijamos en la evolución de la formación de un grano en la Fig. 6.14. El primer germen que se 
produce tiene un 80 % de B (punto 2). En el punto 3 el sólido que se está formando lo hace a 
partir de un líquido que tiene un 20 % de B, que es por lo tanto el porcentaje en B de la 
superficie de ese grano en crecimiento. Puesto que a estas temperaturas, muy elevadas, hay 
mucha difusión, las composiciones químicas en el sólido formado se igualan de forma que en 
ese punto 3 el sólido tiene un 60 % de B. Esta difusión es posible gracias a que el enfriamiento 
al que responden los diagramas de fases es MUY LENTO. 
 
 
Fig. 6.18. Evolución de la composición química desde el interior de un grano en el enfriamiento 
fuera del equilibrio. 
 
Si no hubiese difusión, en el interior del grano en crecimiento habría más porcentaje de B que 
en el exterior es decir heterogeneidad química (Fig. 6.18). Por lo tanto en enfriamientos 
rápidos es frecuente encontrar este tipo de defecto que usualmente se denomina segregación 
dendrítica. Hay veces que la composición química varia de unos granos a otros, sobre todo en 
enfriamientos en lingotes donde empieza a solidificar desde la superficie (tema 4, ver Fig. 
4.15). Las dendritas en su crecimiento van arrastrando los átomos de impurezas y elementos 
de aleación hasta el interior del lingote que es la zona que enfría en último lugar. A este tipo 
de heterogeneidad química se le llama segregación principal. Por último decimos que las 
segregaciones se dan en todo tipo de aleaciones, no solo en las de solubilidad total, sino 
también en las quese irán viendo. 
 
6.6 Solubilidad total en estado líquido e insolubilidad total en estado sólido. 
Este diagrama de fases se construye tal como se esquematiza en la Fig. 6.19. 
 
 
 
Fig. 6.19. Construcción de un diagrama de fases con solubilidad total en el estado líquido e insolubilidad 
total en estado sólido. 
 
En la Fig. 6.20 se presentan los puntos y líneas de interés y se indica las fases que hay en cada área. 
 
 
 
 
Fig. 6.20. Indicación en (a) de las líneas y puntos de interés y en (b) de las fases que hay en 
cada área en un diagrama de solubilidad total en el estado líquido e insolubilidad total en 
estado sólido. 
 
Vamos a enfriar la aleación eutéctica que es justamente la que pasa por el punto eutéctico E. 
En la Fig. 6.21 (pág. siguiente) vemos como la solidificación se inicia en el punto 2´ donde 
aparecen unos primeros gérmenes de sólido. Este sólido es B ya que, por una parte A y B son 
totalmente insolubles en estado sólido y por tanto solidifican por separado, y por otra parte la 
temperatura de fusión de B es mayor que la de A. 
Estos primeros gérmenes de B, al ir creciendo, van absorbiendo el elemento B del líquido que 
los rodea, que paulatinamente se va enriqueciendo en A (ver Fig. 6.22). 
 
 
Fig. 6.22. Reacción eutéctica. 
 
Llega un momento en el cual los primeros cristales de B están rodeados por un liquido muy 
rico en A, por lo que este liquido se transforma en A sólido, que al ir creciendo, absorbe A y 
enriquece en B al líquido que rodea. 
Esta secuencia se repite y se llama la Reacción Eutéctica de forma que obtenemos una mezcla 
intima de A y de B. En un punto como el 2´´´ se verían trozos de agregado eutéctico flotando, 
o rodeados de líquido. Es decir la fase matriz es el líquido y la dispersa el eutéctico. 
Por último, en el punto 2´´ termina la solidificación y se observarían granos de eutéctico. 
En la Fig. 6.21 se representa el agregado eutéctico como láminas alternas de A y de B, pero 
puede adoptar otras morfologías (ver Fig. 6.23). 
 
 
 
Fig. 6.21. Microestructuras que van apareciendo en el enfriamiento una aleación Eutéctica 
 
 
 
Fig. 6.23. Ilustración esquemática de varias estructuras eutécticas: a) laminares, b) varilla, c) globular y d) 
acicular. 
 
0% E (45%B y 55%A) 
En el diagrama de insolubilidad total en estado sólido que nos ocupa, podemos observar las 
microestructuras que aparecen en el enfriamiento de una aleación como la indicada en la Fig. 6.24. Esta es 
una aleación hipoeutéctica (el contenido en B es menor que el que le corresponde al Eutéctico). Lo mismo 
ocurre con una aleación hipereutéctica (contenido en B superior al del Eutéctico), solo que en los círculos, 
donde las flechas indican una fase A, se debe cambiar el texto (fase B). Obviamente el estudio de las 
masas porcentuales que se indican al lado de cada círculo también variará, ya que eso depende de la 
concentración inicial del líquido cuyo enfriamiento se esté estudiando. 
 
 
Fig. 6.24. Enfriamiento de una hipoeutéctica en un diagrama de equilibrio con insolubilidad total en estado 
sólido 
 
En el punto 1, a temperatura elevada, todo es líquido. Es justamente cuando atravesamos la línea líquidus 
que empiezan a precipitar los primeros gérmenes de sólido, que en este caso son de A puro, ya que si 
trazamos una horizontal desde el punto 2 nos cortaría a la línea sólidus en a (ley de la horizontal). Al seguir 
enfriando los gérmenes iniciales crecen en el seno del líquido de forma que en un punto tal como el 3 
tenemos cristales de A rodeados de líquido en las proporciones que se indican en la figura, obtenidas de 
aplicar la ley de los segmentos inversos y la ley de la horizontal. En el punto 4´, justamente antes de 
alcanzar la isoterma que corresponde a la temperatura del eutéctico, la microestructura es similar a la de 3, 
únicamente varían las proporciones, dándose el caso de que el líquido en este punto tiene justamente la 
composición eutéctica. Este líquido se transforma en sólido eutéctico cuando atravesamos la línea sólidus y 
 20% B 
100% L 
 80% A 
 
 45% B 
0% E 
 55% A 
 36% B 
(20/36).100 = 55,5% L 
 64% A 
(16/36).100 = 44,5% A 
 45% B 
(20/45).100 = 44,5% L (Eutéctico) 
 55% A 
(25/45).100 = 55,5% A 
 45% B 
(20/45).100 = 44,5% E 
 55% A 
(25/45).100 = 55,5% A 
nos situamos en el punto 4´´. Si a partir de aquí seguimos enfriando la aleación la microestructura ya no 
varía. 
 
6.7 Diagramas de fases que presentan solubilidad total en estado líquido y solubilidad parcial en 
estado sólido. 
En la Fig. 6.25 se representan distintas formas que puede adoptar este diagrama. También se indican los 
puntos y líneas de interés, así como lo que hay en cada área. Observar que el área de la Fig. 6.25.a 
marcado con α + β está dividida en cuatro en la Fig. 6.25.b. Esto no es ninguna contradicción ya que el 
eutéctico E es α + β. En lo que sigue este punto quedara aclarado. Algo similar se tendría que haber dicho 
en el diagrama anterior de insolubilidad total en estado líquido. 
 
Fig. 6.25. Distintas formas de diagramas de fases con solubilidad parcial en estado sólido 
 
El diagrama de fases Cu-Ag que muestra en la Fig. 6.26 es de este tipo. 
 
 
 
Fig. 6.26. Diagrama de fases (o equilibrio) del sistema Cu-Ag 
La microestructura de las aleaciones que atraviesan en su enfriamiento el tramo horizontal de 
la línea sólidus, siempre contienen de fase matriz eutéctico, en mayor o menor proporción. En 
la Fig. 6.27, correspondiente al diagrama de fases Pb-Sn, se representan dos aleaciones de 
este tipo, una la eutéctica y otra hipoeutéctica. Son muy similares a las del diagrama de 
insolubilidad total, solo que donde decíamos A y B decimos α y β. En la Fig. 6.28 se observan 
microestructuras del diagrama Pb-Sn con distintos porcentajes. 
 
 
 
Fig. 6.27. Diagrama de fases Pb-Sn, donde se esquematizan las microestructuras de dos 
aleaciones, una eutéctica y otra hipoeutéctica 
 
 
Fig. 6.28. Microestructuras de aleaciones Pb-Sn. (a) 30%Sn, 400x. (B) 40%Sn, 400x. (c) 
50%Sn, 400x (d) ~63%Sn (Eutéctica). 
 
Las aleaciones, que en su enfriamiento, no atraviesan el tramo horizontal de la línea sólidus, 
no contienen nada de eutéctico. Esta parte del diagrama es similar al de solubilidad total en 
estado sólido de forma que las aleaciones en su enfriamiento al pasar la línea sólidus se 
convierten en solución sólida. En Fig. 6.29 la se esquematiza el enfriamiento de uno de los dos 
posibles casos. El otro sería lo que sucede cerca del otro eje vertical 
 
Fig. 6.29. Diagrama de solubilidad parcial en estado sólido. Enfriamiento de dos aleaciones que 
no atraviesan la línea de transformación eutéctica. 
 
La aleación tipo 1 una vez solidificada es solución sólida α y así sigue hasta la temperatura 
ambiente, presentando microestructuras del tipo de la Fig. 6.15 y Fig. 6.16. 
En las aleaciones como la 2, al enfriar y atravesar la línea solvus en los bordes de grano de  
se precipita β. Esto es así porque a temperaturas bajas A no puede disolver tanto B como a 
temperaturas altas, por lo que B se difunde a los bordes de grano de  formando β. En el 
punto que se indica, la cantidad de β en borde de grano es proporcional al segmento ab 
(4,76% de β) y la composición química la del punto c (93% de B).  por otra parte tiene un 
9% de B. 
En la Fig. 6.30 se presenta una microestructura de una aleación del tipo 2, rica en A y pobre 
en B (Pb-5%Sn), donde la fase β se precipita en el borde de grano de la fase . Este tipo de 
aleaciones posibilitan tratamientos térmicos de hipertemple y maduración, que se estudiara 
más adelante, y es de importancia para muchas aleaciones industriales y particularmente para 
las de aluminio.Fig. 6.30. Pb-5%Sn. Solución sólida β precipitada en borde de grano de solución sólida . 500x 
 
A B 
6.8 Diagramas de fases que presentan peritéctico. 
 
En la Fig. 6.31 se representan dos diagramas de fases que presentan reacción peritéctica. P es 
el punto peritéctico en ambos y solo en las aleaciones que en su enfriamiento atraviesan la 
línea ab se produce reacción peritéctica. 
 
Fig. 6.31. Ejemplos de diagramas de fases con reacción peritéctica. 
 
 
Para entender la reacción peritéctica podemos fijarnos en la Fig. 6.32 donde se presenta, 
ampliada, la Fig. 6.31a, y en donde la aleación 2 pasa por el punto P. 
 
 
 
 
 
Fig. 6.32. Representación esquemática de distintas microestructuras con reacción peritéctica. 
 
Justamente por encima del punto P habría cristales de  flotando en un liquido. La cantidad de 
 sería proporcional al segmento P-b y la composición química de  seria la del punto a. 
Mientras que esta aleación en su enfriamiento, atraviesa el punto P, la parte externa de los 
cristales de  se va mezclando con el líquido que los rodea para formar cristales de β, tal como 
se indica en la Fig. 6.33. Es la reacción Peritéctica. 
 
 
Fig. 6.33. Esquema de la reacción peritéctica 
 
En un paso intermedio veríamos cristales  con una piel más o menos gruesa de β, 
dependiendo del estado de la reacción, rodeados de líquido. En el caso de la aleación que nos 
ocupa, que es justamente la peritéctica, al final del proceso desaparece todo  y todo el 
líquido, de forma que al terminar la reacción, todo es β. 
 
El caso de la aleación 1 es distinto, ya que inmediatamente por arriba del segmento ab hay  y 
liquido, pero hay más  que el necesario para realizar la transformación peritéctica, por lo que 
justamente por abajo del segmento ab encontramos una matriz de β y  como fase dispersa 
(obsérvense los croquis con atención), es decir sobró . 
Algo similar ocurre con la aleación 3, pero al revés: después de la reacción peritéctica el 
excedente es de líquido por lo que se ven cristales de β flotando en él. 
Tanto la aleación 1 como la 3, si se siguen enfriando, al final son β. 
La aleación 4 es similar a las del diagrama de solubilidad total, pasando de líquido a β sin 
intervenir la reacción peritéctica. 
Se propone al lector bosquejar las microestructuras que aparecen en el diagrama de la Fig. 
6.31b. 
En la Fig. 6.34 se presenta el diagrama Pt-Ag. 
 
 
 
 
Fig. 6.34. Diagrama de fase Pt-Ag. Presenta reacción peritéctica. 
 
 
 
 
 
 
 
6.9 Diagramas de fases que presentan fases y compuestos intermedios. 
Si los compuestos o fases intermedias responden a una formula estequiométrica (AnBm) los 
solemos denominar como C y se ven como líneas verticales en los diagramas de fases. En las 
Fig. 6.35 a, b y d se representan compuestos C. 
 
 
Fig. 6.35. Diagramas de fases que presentan fases y compuestos intermedios. 
 
Cuando estas fases intermedias presentan intervalo de solubilidad suelen denominarse 
soluciones sólidas intermedias para distinguirlas de las soluciones sólidas extremas que son las 
que están pegadas a los ejes verticales. Las letras , β,  se suelen reservar para las extremas 
y las θ, ε. μ para las intermedias. En las Fig. 6.35 c y d aparecen fases intermedias, que en 
este caso aparecen en áreas y no en rectas verticales. 
 
Por otra parte, siempre que aparezca una recta vertical, no quiere decir que sea un compuesto 
C, puede ser un límite entre fases. Por ejemplo, en la Fig. 6.35 a, la recta vertical fina de la 
izquierda indica la máxima solubilidad de B en A para formar . Las rectas verticales también 
pueden indicar zonas conocidas como de “envejecimiento” de las soluciones sólidas (se verá 
más adelante). En la Fig. 6.35 a, la recta vertical R es el límite del dominio de β. Un buen 
método para detectar lo que hay en cada área y lo que significan las rectas verticales es dividir 
las líneas líquidus en tramos y ver el primer sólido que aparece al enfriar aleaciones en esos 
tramos. La línea líquidus de la Fig. 6.35.a, se divide en los tramos a, b, c y d. Para ver lo que 
precipita al atravesar el tramo a trazamos una horizontal desde cualquier punto del tamo hacia 
la parte contraria del liquido, en este caso hacia la izquierda, hasta encontrar una línea. Como 
se observa en la Fig. 6.36 la línea encontrada en este caso no es una línea vertical, por lo que 
es frontera de fase, en este caso , que es el sólido que precipita. 
 
 
Fig. 6.36 Al enfriar por a precipita  
Si la línea fuese vertical, caso de enfriar por el tramo b ó c, estaríamos en presencia de un 
compuesto, que sería el que precipita a partir del líquido. En la misma figura, si enfriamos por 
d, volvemos a encontrar una línea que no es vertical, por lo que es frontera, en este caso de β. 
Es por lo que la vertical R de este diagrama es frontera de β y no puede ser un compuesto. 
Siga el lector las indicaciones dadas para detectar lo que son las distintas líneas y lo que hay 
en las distintas áreas y verá cómo los diagramas de fases de las Fig. 6.35 c y d son sencillos. 
 
6.10 Reacciones invariantes y diagramas de fases que presentan transformaciones 
en estado sólido. 
Se denominan reacciones invariantes a las que tienen lugar en un punto exacto del diagrama 
de equilibrio o lo que es lo mismo las que tienen lugar en condiciones de equilibrio, a una 
temperatura determinada y a una composición de la aleación que no puede variarse. 
 
Fig. 6.37. Diagrama de fases con reacción invariante eutéctica. 
 
Obsérvese por ejemplo la Fig. 6.37, la reacción L → A + L la pueden hacer todas las aleaciones 
que atraviesan la línea líquidus por el tramo aE, por lo que dicha reacción se puede realizar a 
distintas temperaturas y para distintas composiciones. De la misma forma, la reacción L + β → 
E + β la pueden hacer todas la aleaciones que atraviesen la línea Eb. Dichas reacciones no son 
invariantes. Sin embargo, la reacción L → E solo la puede hacer la aleación con la composición 
eutéctica y en el punto E. Por lo que la reacción eutéctica es invariante. 
De la misma forma, la reacción peritéctica también es invariante. 
Además de las reacciones eutéctica y peritéctica, existen otras tres reacciones invariantes en 
las que intervienen tres fases. Se muestran en la Fig. 6.38. 
 
Fig. 6.38. Reacciones invariantes. 
L+β 
β+E 
 
Veíamos como en la reacción eutéctica de un líquido salen dos sólidos y en la peritéctica un 
líquido reacciona con un sólido para dar otro sólido distinto. 
En la reacción monotéctica un líquido se descompone en un sólido y en otro líquido distinto. 
Esta reacción no es muy usual, se da por ejemplo en el diagrama Cu-Pb y no insistiremos en 
ella. 
 
En los diagramas de fases vistos hasta ahora, si exceptuamos las líneas solvus, las reacciones 
más importantes implican la presencia de líquido. Sin embargo muchos metales puros (tema 4, 
epígrafe 4.3) presentan cambios alotrópicos en estado sólido. Este fenómeno lo presentan 
también ciertas aleaciones, por lo que existen diagramas de fase donde hay reacciones en 
estado sólido, entre las que se encuentran la eutectoide y la peritectoide (Fig. 6.39). 
 
 
Fig. 6.39. Diagramas de fases (a) con eutéctico E1 y eutectoide E2. (b) con peritectoide P. 
 
 
Los diagramas de fases reales pueden ser complejos. A modo de ejemplo en la Fig. 6.40 se 
presenta el diagrama Cu-Al, en la Fig. 6.41 el Al-Ni y en la Fig. 6.42 el Cu-Zn. 
 
Fig. 6.40. Diagrama de fases (o de equilibrio) del sistema Cu-Al. La parte rica en Al son 
aleaciones ligeras y resistentes (Duraluminios). Las ricas en cobre son los bronces al aluminio, 
que con un 10-11% de Al son muy aptas para hélices de barcos grandes. 
 
 
 
 
Fig. 6.41. Diagrama de fases (o de equilibrio) del sistema Al-Ni. 
Para habituarse a resolver diagrama de fases se propone al lector que indique los puntos y 
líneas de interés (puntos invariantes, líneas líquidusy sólidos, etc.) así como lo que hay en 
cada área en los diagramas numerados del (1) al (12) en la Fig. 6.43. También sería 
interesante que fuese bosquejando las microestructuras que aparecen en el enfriamiento de 
cualquier aleación. En las figuras siguientes se proponen algunas aleaciones. 
 
Fig. 6.42 Diagrama de fases (o de equilibrio) del sistema Cu-Zn (latones). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Fig. 6.43. Diagramas de fase propuestos 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Fig. 6.43. Diagramas de fase propuestos (continuación) 
 
 
 
 
 
 
 
Bibliografía del Capítulo: 
Ciencia y Tecnología de los Materiales – Ricardo García Castañón 
ME32A-1 Ciencia de los Materiales 2009 – www.u-cursos.cl 
Apuntes de la Cátedra 
 
http://www.u-cursos.cl/