DIAGRAMA Fe-C / CINÉTICA DE LAS TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO EN EL ENFRIAMIENTO DE LA AUSTENITA La velocidad de enfriamiento determina la estructura micrográfica y las propiedades, que resultan de la transformación de la austenita. En los tratamientos de los materiales se produce una gran variedad de transformaciones de fases, que representan alguna ALTERACIÓN DE LA MICROESTRUCTURA. Estas transformaciones, se pueden se dividen en tres categorías: (i).-Transformaciones que son simples difusiones: no cambia ni el número ni la composición de las fases presentes. Son ejemplos de ellas la SOLIDIFICACIÓN de un metal puro, las transformaciones alotrópicas y la recristalización y crecimiento de grano. (ii).-Transformaciones dependientes de la difusión en las que hay alteración en las composiciones de fases y, a veces, en el número de fases. La reacción eutectoide, pertenece a este tipo. (0.77 %C ) (0.022 %C ) Fe3C (6.67 %C ) (iii).-Transformaciones sin difusión, en las que se forma una fase metaestable. La transformación martensítica es un ejemplo. TIPOS DE TRANSFORMACIONES EN ESTADO SÓLIDO • DIFUSIVAS: aquellas que dependen de la difusión. → producen curvas de transformación tipo“C”en un diagrama T vs t. • NO DIFUSIVAS: aquellas que son independientes de la difusión (atérmicas) →producen curvas de transformación horizontales en un diagrama T vs t. Velocidades de nucleación (homogénea y heterogénea) Los factores que influyen en la velocidad de nucleación suelen agruparse en dos funciones: -Fuerza inductora de la solidificación (que es tanto mayor cuanto mayor sea el subenfriamiento T1) -Difusividad (que generalmente disminuye con la temperatura). El producto de ambas funciones dará una curva en forma de campana , donde la velocidad de nucleación es lenta a temperaturas próximas a la de fusión, así como también cuando el salto térmico es muy grande. La fuerza que induce la incorporación de un átomo de líquido al núcleo sólido existente, es mayor cuanto menor sea T1. A la inversa, la facilidad de difusión de los átomos para llegar hasta un núcleo existente disminuye de manera apreciable con la temperatura tmin→vmax DIAGRAMA Fe-C / CINÉTICA DE LAS TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO EN EL ENFRIAMIENTO DE LA AUSTENITA REACCIONES DIFUSIONALES Efecto compuesto de las velocidades de crecimiento y nucleación Temperatura alta Velocidad de crecimiento (vc) alta Temperatura baja Velocidad de nucleación (vn) alta Velocidad de reacción: vr = vc x vn Interesa: curva de la cinética de transformación en forma de C No hay núcleos suficientes Los núcleos no crecen T G (Velocidad crecimiento) T I (Velocidad nucleáción) Ix G Las transformaciones pueden ser isotermas (de golpe) o continuas Los sistemas sólidos se aproximan al equilibrio a una velocidad tan lenta que raramente se consiguen las verdaderas estructuras de equilibrio. Las condiciones de equilibrio sólo se alcanzan si las velocidades de calentamiento o de enfriamiento se realizan a una velocidad tan lenta como impráctica. En los enfriamientos de no equilibrio, las transformaciones ocurren a temperaturas inferiores a las indicadas por el diagrama de fases; en los calentamientos, los cambios son a temperaturas superiores. Estos fenómenos se denominan subenfriamiento y sobrecalentamiento, respectivamente. Las intensidades de estos fenómenos dependen de la velocidad de cambio de temperatura: cuanto mayores son las velocidades de enfriamiento o de calentamiento, mayores los subenfriamiento o sobrecalentamiento. Por ejemplo, la velocidad normal de enfriamiento de la reacción eutectoide hierro-carbono es de 10 a 20°C por debajo de la temperatura de la transformación en equilibrio. DIAGRAMA Fe-C / CINÉTICA DE LAS TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO EN EL ENFRIAMIENTO DE LA AUSTENITA La mayoría de las reacciones en estado sólido no ocurren instantáneamente porque existen obstáculos que impiden el desarrollo de la reacción y la hacen depender del tiempo. Por ejemplo, la mayoría de las transformaciones representan la formación de una nueva fase que tiene una composición y/o estructura cristalina diferente de la de partida y se requiere algún reordenamiento atómico mediante la DIFUSIÓN, que es un fenómeno que depende del tiempo. Un segundo impedimento se debe al incremento de energía asociada a la formación de un límite de fases entre la fase madre y la fase producida. Desde el punto de vista microestructural, el primer proceso que acompaña a una transformación de fase es la NUCLEACIÓN o formación de partículas muy pequeñas, casi submicroscópicas, o núcleos de una nueva fase, capaces de crecer. Las posiciones favorables para la formación de estos núcleos son las imperfecciones, especialmente los límites de grano. El segundo proceso es el CRECIMIENTO O INCREMENTO DE TAMAÑO DEL NÚCLEO. Durante este proceso desaparece volumen de la fase madre. La transformación es completa si el crecimiento de estas nuevas partículas de fases llega hasta alcanzar el equilibrio. DIAGRAMA Fe-C / CINÉTICA DE LAS TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO EN EL ENFRIAMIENTO DE LA AUSTENITA La velocidad de transformación tiene importancia capital en el tratamiento térmico de los materiales y su estudio constituye la cinética. En muchas investigaciones cinéticas, la fracción de reacción transcurrida se mide en función del tiempo, mientras la temperatura permanece constante. Usualmente se sigue la evolución de la transformación mediante observación microscópica o midiendo alguna propiedad física, como la conductividad eléctrica, cuya magnitud sea distinta en la nueva fase. Los datos se representan gráficamente como la fracción de material transformado en función del logaritmo del tiempo. Una curva en forma de S, parecida a la de la figura 10.11, representa el comportamiento cinético típico de la mayoría de las reacciones en estado sólido. En esta figura se aprecian las etapas de la nucleación y del crecimiento. Las transformaciones en estado sólido que se comportan cinéticamente como la representación de la figura 10.10, la fracción de transformación y es función del tiempo t según: y 1 exp(kt n ) k y n son constantes de la reacción Ecuación de Avrami independientes del tiempo Por convención, la velocidad de una transformación r se toma como el recíproco del tiempo necesario para conseguir la mitad de la transformación, t0.5, r 1 t0.5 DIAGRAMA Fe-C / CINÉTICA DE LAS TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO EN EL ENFRIAMIENTO DE LA AUSTENITA La temperatura es una variable controlable en los tratamientos térmicos y puede tener gran influencia en la cinética y en la velocidad de transformación. Esto se demuestra en la figura , que representa los valores de la recristalización del cobre a varias temperaturas, frente al log(t) (gráficas en forma de S). En la mayoría de las reacciones la velocidad se incrementa con la temperatura, en un tramo específico de temperaturas, según, r Ae Q RT R = constante de los gases T = temperatura absoluta A = constante independiente de la temperatura Q = energía de activación para una reacción específica Los procesos cuyo coeficiente tiene esta relación con la temperatura se denominan activados térmicamente. Percent recrystallization as a function of time and at constant temperature for pure copper. DIAGRAMA Fe-C / CINÉTICA DE LAS TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO EN EL ENFRIAMIENTO DE LA AUSTENITA La velocidad de enfriamiento determina la estructura micrográfica y las propiedades, que resultan de la transformación de la austenita. TRANSFORMACIÓN PERLÍTICA: TRANSFORMACIÓN BAINÍTICA: TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA: Perlita gruesa Perlita intermedia Perlita fina o “sorbita” Trostita Granulita X-Davenport Bainita superior Bainita inferior Martensita de temple Martensita revenida Las transformaciones pueden ser isotermas (de golpe) o continuas DIAGRAMA Fe-C / TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO DE LA AUSTENITA REACCIÓN PERLÍTICA Condiciones de enfriamiento isotérmico para obtener perlita La velocidad de enfriamiento determina la estructura micrográfica y las propiedades, que resultan de la transformación de la austenita. Como el estudio de la transformación de la austenita en enfriamiento continuo, y a grandes velocidades es prolijo, se analizará lo que sucede al transformar la austenita ISOTÉRMICAMENTE, a diversas temperaturas, por debajo de la temperatura eutectoide (Figura). Por analogía, ilustrará sobre los constituyentes que se forman a partir de la austenita con diversas velocidades de enfriamiento. Cuando una austenita (γ) de 0.77 %C (γ0.77) es enfriada para su transformación isotérmica a una temperatura inferior a Ae (temperatura eutectoide = 727 ºC), pero próxima a ella (675 ºC), la austenita se transforma en perlita. Este proceso de formación de la perlita se realiza por nucleación y crecimiento. Microestructura de grano de perlita Cuanto más baja es la temperatura de transformación, tanto más pequeños son los núcleos de cementita y ferrita y, por consiguiente, tanto menor es la separación entre láminas de la perlita, y mayor su dureza. La austenita se transforma en fase ferrita, con un contenido de carbono inferior, y en cementita, con un % de carbono muy superior . Los átomos de carbono necesitan difundir para segregarse selectivamente. La figura ilustra esquemáticamente los cambios microestructurales que acompañan la reacción eutectoide de formación de perlita; las flechas indican la dirección de la difusión del carbono. Los átomos de carbono difunden de la región ferrítica a las capas de cementita para conseguir la concentración del 6.70 % en peso de C y la perlita se propaga, a partir de los límites de grano al interior de los granos austeníticos. La perlita forma láminas porque los átomos de carbono necesitan difundir la distancia mínima dentro de la estructura. DIAGRAMA Fe-C / TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO DE LA AUSTENITA REACCIÓN PERLÍTICA Hacemos una colección de ensayos a diferentes tiempos. Al tiempo t1 congelamos la estructura para saber el % de perlita que se ha formado. Y eso para cada valor del tiempo. Este proceso de formación de perlita se realiza por nucleación y crecimiento. Cuando la temperatura es muy baja, el C difunde con dificultad en el interior de la masa sólida y la velocidad de nucleación de la cementita disminuye, tanto más cuanto más baja sea la temperatura elegida para la transformación. Lo mismo sucede con respecto a la velocidad de crecimiento de los núcleos. A una temperatura determinada (por ejemplo, 675 ºC) tenemos 3 dominios claros: una fase de incubación y la segunda y tercera fase de nucleación y crecimiento (curva en S). Las variables son el tiempo de incubación y el punto de la curva. Obtenemos la curva en C (a más ensayos a temperaturas distintas más puntos de la curva en C obtenemos). 675 ºC La velocidad de transformación (o % de austenita transformada isotérmicamente en función del tiempo) es el producto de las velocidades de nucleación y de crecimiento (vnxvc). Por tanto, la curva correspondiente al 1% de austenita transformada en perlita adoptará la forma típica de curva C y lo mismo sucederá para la curva correspondiente al 100% de austenita transformada (zona superior de la curva de la figura ). En general, el máximo vertical de esta curva no coincidirá con la misma temperatura de transformación isotérmica que el máximo vertical de la curva de 1% de austenita transformada. DIAGRAMA Fe-C / TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO DE LA AUSTENITA REACCIÓN PERLÍTICA Veamos la transformación en perlita de un acero eutectoide (γ0.77). La variable del ensayo es la temperatura de partida, pues el tamaño de grano de partida de γ depende de la temperatura. Las curvas del 1 % y 100 % de transformación son asintóticas a la temperatura eutectoide (a mayor temperatura de inicio mayor tamaño de γ y menor nucleación, predominando el crecimiento. T > 727 ºC: la γ es estable T < 727 ºC: si existe, γ es inestable Suponemos un enfriamiento rápido y suponemos el inicio de la transformación situado al parar el enfriamiento (final de la rampa). Entre C y D aparece la perlita y en D se situa el 100 % transformado en perlita. Cuando la velocidad de enfriamiento es tal que no se intersecta a la curva en forma de C, hay mucha nucleación y poco crecimiento. Sin embargo, si corta en la parte alta de la curva en C, existe poca nucleación y mucho crecimiento. Cuanto más baja es la temperatura de transformación tanto más pequeños son los núcleos de Fe3C y ferrita, y, por consiguiente, tanto menor es la separación entre láminas de la perlita, y mayor su dureza y su carga de rotura. DIAGRAMA Fe-C / TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO DE LA AUSTENITA REACCIÓN PERLÍTICA Según sean las temperaturas de transformación isotérmica, la perlita adopta morfologías diferentes que suelen conocerse por los nombres de perlita gruesa, perlita intermedia, perlita fina (a veces denominada sorbita), trostita. En función de la temperatura a la que se corte a la curva del 1 % de perlita, se tiene: - 650 ºC < T < 727 ºC: se forma perlita gruesa (S0 = 0.5 μm, Rm ≈800 Mpa) - T = 650 ºC: se forma perlita intermedia (S0 = 0.25 μm, alta resistencia Rm ≈1000 Mpa) - 600 ºC < T < 650 ºC: se forma perlita fina (S0 =0.1- 0.25 μm, Rm = 9001400 Mpa). Tiene una resistencia similar a la de la martensita revenida, pero, por la menor finura en la dispersión de cementita, su límite de fatiga es más bajo. Perlita laminar gruesa DIAGRAMA Fe-C / TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO DE LA AUSTENITA REACCIÓN PERLÍTICA Trostita (500 <T<600 º C). T = 550 ºC (nariz): la austenita se transforma en una perlita muy fina, prácticamente irresoluble al microscopio óptico con distancias interlaminares S0 < 0.1 μm, que suele denominarse trostita. Sus propiedades físicas son intermedias entre la perlita fina y la bainita . Aceros de muy alta resistencia (1400-1750 Mpa) y un alargamiento total del 5-10 %. Resulta tan resistente como la estructura revenido de la martensita. Su dureza está comprendida entre 400 y 500 Brinell, La trostita desarrolla un hábito de crecimiento diferente a las anteriores en forma de plumas, adoptando formas nodulares, radiales, oscuras, y se forma preferentemente en las antiguas juntas del grano austenítico. Acaba tomando todo la fase γ. Trostita (en los contornos de grano) sobre fondo de martensita Reacción perlítica. Transformaciones de austenita no eutectoides. Tomamos ahora un acero tal que γ< 0.77 %C. Si la composición de la austenita inicial no fuera 0.77 %C, su descomposición para velocidades de enfriamiento no rápidas dará lugar, primeramente, a la aparición -por nucleación y crecimiento- de productos proeutectoides: ferrita o cementita, según sea el acero hipo o hipereutectoide, respectivamente. En transformaciones isotérmicas, los productos proeutectoides aparecen igualmente dando una "curva C" de transformación. Si el acero es hipoeutectoide (C 1 % de carbono), formará el constituyente ferrita proeutectoide, para temperaturas comprendidas entre A 3 y A e y γ se va enriqueciendo en C (hasta 0.77 %). Únicamente cuando la temperatura es menor que A e, puede tener lugar la reacción perlítica. Después de un tiempo de incubación t 1 la austenita empieza a descomponerse produciéndose al principio ferrita proeutectoide; hasta que, al cabo de cierto tiempo t 2 (que corresponderá al de incubación de la reacción perlítica), empieza la transformación de la austenita en perlita, terminando la transformación al cabo de un tiempo t3. Así, al enfriar a una temperatura menor que A e muy rápido y mantener la temperatura constante, un acero ferritoperlitico dara lugar a un acero 100 % perlitico. De perlita diluida, no apareciendo α-proeutectoide Para temperaturas de transformación inferiores a la que corresponde a la nariz perlítica (el máximo vertical), la austenita de C1% de carbono suele transformarse directamente, sin formación previa de ferrita proeutectoide. Análogas consideraciones pueden hacerse en el caso de los aceros hipereutectoides (la γ tiene más de 0.77 %C), pero, a diferencia de los hipoeutectoides, la curva C que precede a la transformación perlítica, corresponde a la formación de cementita proeutectoide. DIAGRAMA Fe-C / TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO DE LA AUSTENITA REACCIÓN BAINÍTICA En 1930, Bain & Davenport, estudiando las transformaciones isotérmicas de la austenita, pusieron de manifiesto un tipo de TRANSFORMACIÓN que tiene lugar a TEMPERATURAS MENORES QUE LAS DE LA ZONA PERLÍTICA y que se conoce con el nombre de reacción bainítica. Al efectuar la transformación por enfriamiento isotérmico de un lote de probetas previamente austenizadas, se comprende que cuando la temperatura de transformación es inferior a las correspondientes a la zona perlítica, la baja difusividad del C en la austenita a esa temperatura, impedirá que los átomos de carbono emigren por difusión para concentrarse en determinadas regiones y dar gérmenes de cementita. Sin embargo, la austenita a dicha temperatura está muy alejada de sus condiciones de equilibrio -que corresponden a temperaturas más altas que Ae - y experimenta, por tanto, una fuerza inductora para su transformación , debida al fuerte subenfriamiento. Este salto térmico entre temperaturas superiores a A3 y la temperatura de transformación isotérmica, puede ser suficiente para activar la formación de gérmenes de ferrita, por simple transformación alotrópica de la austenita. El constituyente inicial director (germen reactor) de las transformaciones bainíticas es la ferrita (α) (a diferencia de las transformaciones perlíticas en que el constituyente director o reactor es la cementita). Transformaciones a T<650 ºC en aceros eutectoides REACCIÓN BAINÍTICA En lo que sigue denominaremos T5, T6, T7, T8 a unas temperaturas inferiores a las de transformación perlítica y tales que: 650 ºC ≥ T5 ≥ T6 ≥ T7 ≥ T8 A la temperatura T5 la formación de ferrita, con simultánea expulsión de carbono, que va a localizarse en la austenita no transformada, se ve acompañada de un rápido crecimiento de la ferrita que engloba progresivamente zonas austeníticas enriquecidas en carbono y, por ello, más gammágenas. Estas zonas austeníticas se transforman posteriormente en ferrita y gránulos de cementita formados preferentemente en la intercara austenita → ferrita de las zonas englobadas (aunque algunos de ellos pueden precipitar en el interior de dichas zonas). El conjunto presenta una morfología que recibe el nombre de GRANULITA. Expulsión de carbono Rápido crecimiento de la ferrita que engloba progresivamente zonas austeníticas enriquecidas en carbono (Círculos rayados) Estas zonas austeníticas se transforman posteriormente en ferrita y gránulos de cementita formados preferentemente en la intercara austenita → ferrita de (entre dos granos de ) las zonas englobadas La granulita se forma del modo siguiente (el germen reactor es α): A temperaturas altas existen procesos difusionales (cesión de C en las juntas de grano y rápido crecimiento de los gérmenes de α (predomina el crecimiento sobre la nucleación). Esto es tan rápido que deja cercos o zonas de γ no transformada (Círculos rayados). Hay baja velocidad de nucleación por estar en la parte alta de la curva en C. Hay pocos núcleos pero grandes. En el tiempo t3, la cementita (Fe3C) precipita en los cercos de γ, lo que produce un enriquecimiento total en C de la intercara α-γ sin transformar. Esto da lugar, en el enfriamiento continuo, al bajar la temperatura a una precipitación local de Fe3C . Las islas de γ enfriaran dando constituyentes de inequilibrio (bainita inferior, superior o incluso posibilidad de martensita). A temperatura ambiente la estructura resultante es: fondo de ferrita con islas de γ contorneadas por Fe3C. En su interior el producto de la transformación de γ es un constituyente de inequilibrio de los citados. Esta estructura aparece más fácilmente en enfriamientos continuos que en isotérmicos y es frecuente en los aceros de bajo contenido en carbono y de media aleación (tubos de caldera de centrales térmicas): 2.25 %Cr - 0.5 %Mo. Es una estructura muy desfavorable para el mecanizado. TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO DE LA AUSTENITA REACCIÓN BAINÍTICA A la temperatura T6 (T6 < T5), y solo en aceros de media aleación y en enfriamientos continuos con cinética de nucleación y crecimiento, el carbono expulsado por la ferrita (germen reactor) difunde y enriquece la masa de la austenita de un modo general, pero el crecimiento de la ferrita es menos rápido y no engloba las zonas de austenita. Como el carbono estabiliza a la austenita, la reacción se detiene al cabo del tiempo y aparecen la agujas de ferrita sobre un fondo de austenita no transformada aún. Esta estructura suele denominarse constituyente X de Davenport y aparece claramente en algunos aceros aleados. Es bastante parecida y con un comportamiento similar -aunque con agujas de ferrita mucho más finas - a la estructura de Widmanstátten. Tiene efecto entalla, no deseable. La formación del constituyente X se acentúa cuando la austenita es de grano grande. Aquí la difusión no es tan alta como antes (Menor temperatura Menor valor del coeficiente de difusión, D), luego se tiene una mayor velocidad de nucleación (en la curva en C se corta más abajo), hay más núcleos que crecen a menor velocidad (velocidad de crecimiento menor que antes). El germen reactor es α. Hay cesión de C a sus alrededores, enriqueciéndose en C la γ colindante. En el tiempo t2, sin precipitación de Fe3C, aparecen nuevos núcleos de α precipitados sobre los anteriores, apareciendo en racimo (la velocidad de crecimiento en el caso del racimo es mayor que la unidad) FERRITA γ A temperatura ambiente la estructura necesita 50000 aumentos para poder ser observada. Hay pequeñas islas de γ estable a temperatura ambiente (dispersoide en una matriz de α, sin precipitación de Fe3C) Se forma una γ enriquecida en C, playas atrapadas entre los gérmenes de α. La nucleación de α ocurre en la intercara α-γ REACCIÓN BAINÍTICA Constituyentes bainíticos (T7 y T8). Pueden aparecer en enfriamientos continuos o isotermos y en aceros aleados o no. En la reacción bainitica hay dos posibilidades (isotérmicamente): cortar a T7 o a T8. Si la transformación isotérmica tuviera lugar a una temperatuta T = T7 (< 500 ºC) se forma la BAINITA SUPERIOR. La bainita se forma por un proceso difusional (nucleación y crecimiento), luego sigue curvas en C. Se diferencia de la inferior que ocurre a T=T8 (< T7) El germen reactor, como antes, es el núcleo de α (Ferrita), pero el carbono expulsado difunde con más dificultad y no enriquece de modo general toda la masa de la austenita. En el tiempo t1 la geometría es acicular, con el fin de maximizar (↑S/↓V) = ↑ Sv (superficie por unidad de volumen), para contribuir más eficazmente a ceder calor a los contornos y expulsar C sobre sus flancos para seguir creciendo. Es una cesión rápida enriqueciendo en C a la γ colindante. Aparecen muy pocas acículas por unidad de longitud, ya que la velocidad de nucleación es pequeña (pocos núcleos) y la de crecimiento grande. Debido a la cesión de C y a que además baja la solubilidad del C en la fase , en el tiempo t2 precipitan discontinuamente bastoncillos de Fe3C (Fe3C en láminas ) en la intercara α-γ (interior de la austenita adyacente), con una orientación sensiblemente paralela a la fase . Finalmente las zonas entre acículas de Fe3C ??? y fase γ quedan empobrecidas en C y dan acículas secundarias de fase α (las nuevas agujas se desarrollan a expensas de la γ empobrecida), con lo que las primeras agujas de ferrita se desarrollan luego lateralmente en detrimento de la austenita empobrecida en C, dando acículas perpendiculares a las principales. REACCIÓN BAINÍTICA Como la cementita no aparece hasta al cabo de un tiempo, las agujas de ferrita iniciales pueden crecer hasta tener dimensiones relativamente importantes. Por esta razón, cuando la cantidad de C acumulado en la austenita adyacente es suficiente para producir la precipitación de cementita, el bastoncillo de cementita formado -aunque sólo es visible al microscopio electrónico- suele ser grande. Todo ello origina la formación de una estructura que cuando se observa a 1000 aumentos (figura), presenta un aspecto similar a plumas (la estructura se denomina estructura en plumas, no deseable por el efecto entalla y por la disposición de los bastones de Fe3C ). Este tipo de constituyente recibe el nombre de bainita superior. Al microscopio electrónico, se resuelven los carburos precipitados casi paralelos al eje de la aguja de ferrita y alargados (precipitación de Fe3C en las orillas). Bainita superior DIAGRAMA Fe-C / TRANSFORMACIONES DE INEQUILIBRIO DE LA AUSTENITA REACCIÓN BAINÍTICA A una temperatura T = T8 (<T7 < 500 ºC))se forma la bainita inferior (más deseable). Como la temperatura es más baja, domina la nucleación frente al crecimiento (vn; vc) (también es un proceso difusional, curva en C). Al ver la figura se observa que el germen reactor es α. Hay un mayor número de acículas por unidad de área, las cuales tienen poca propensión a crecer. La difusión del C es lenta (sería más dificultosa, menor temperatura). El C no emigra a grandes distancias (ni siquiera podría recorrer las pequeñas distancias a que se ha aludido en el caso de la bainita superior). En el tiempo t2 hay un crecimiento de la estructura antigua de α. Este crecimiento es mas rápido que la capacidad de difundir a largas distancias el C, que queda fase atrapada sin transformar enriquecida en C. Tanto es el enriquecimiento en C de la fase , que se sobrepasa su límite de solubilidad , lo que hace que precipite cementita (Fe3C) in situ, que aparece en la fase dentro de los nódulos de fase sin transformar. Precipita en hábito globular (más bien poliédrico) REACCIÓN BAINÍTICA A temperatura ambiente la microestructura (Figura) muestra la presencia a 10000x de Fe3C (lámina corta no afilada en sus bordes) que no produce efecto de entalla. La estructura es mucho más fina que la de la bainita superior (se ve a más aumentos que la otra). El color blanco se corresponde con los precipitados de Fe3C y el color oscuro con los bastones de α. Está última tiene un hábito acicular con pequeñas agujas orientadas en todas las direcciones, despareciendo el efecto entalla y dando una mayor tenacidad A la temperatura T 8 se forma una plaqueta delgada de ferrita, sobresaturada en carbono, y crece en su propio plano con precipitación de carburo en su interior, sobre los planos (110) de dicha ferrita. El constituyente formado recibe el nombre de bainita inferior (figura). Existen verdaderas relaciones de epitaxia entre la fase austenítica y la ferrita formada en la bainita inferior: (111 )γ // (110)α <110> γ // <111> α (Relación de Kurdjumov) 500 Bainita inferior 10000 REACCIÓN BAINÍTICA El intervalo de temperatura en que los gérmenes de ferrita son constituyentes directores de la transformación de la austenita, recibe el nombre de zona bainítica. Las curvas de 1% y 100% de bainita, son también curvas del tipo "C" ( zona inferior de la curva en la figura). La dureza de la bainita depende del contenido en carbono del acero y de la zona en que se haya formado: la bainita inferior es más dura que la bainita superior. Como orientación puede decirse que la dureza de la bainita suele oscilar entre 40 y 60 HRC. En algunos casos, sobre todo en aceros de alto contenido en carbono (0.6-0.7%), la bainita inferior es más resiliente que la superior y, para igual dureza, que la estructura de martensita revenida. La resiliencia es la capacidad de un material de absorber trabajo sin deformarse. El proceso de formación de la bainita inferior es muy semejante al de formación de la martensita, en el cual también se verifica la relación Kurdjumov. Con la diferencia que, así como en la martensita el carbono queda retenido en una red "alfa distorsionada" (tetragonal) formada por cizallamiento de la fase gamma, en la bainita inferior también se produce cizallamiento, pero con expulsión simultánea de carbono. Una confirmación del cizallamiento que tiene lugar en la bainita inferior, son los efectos de relieve que se observan sobre una superficie pulida, en tanto que la ferrita proeutectoide y la ferrita perlítica no muestran estos efectos. REACCIÓN BAINÍTICA En algunos aceros se presenta una neta frontera de temperatura entre las transformaciones perlíticas y bainíticas, y por ello Steven & Haynes señalan una temperatura B s , por debajo de la cual las transformaciones son bainíticas. En una estructura binaria, la temperatura de comienzo de formación de la bainita (1 %) es Bs C 830 270 %C 90 % Mn 37 % Ni 70 %Cr 83 % Mo Los mismos autores señalan que B s, es válida con aproximación de ± 25°C, y 90% de intervalo de confianza, para aceros cuyas composiciones están comprendidas en los siguientes límites: 0.1 a 0.55% C; 0.2 a 1.7% Mn; En ocasiones las curvas de la zona perlitica y bainitica se unen dando curvas en S. Tanto la bainita inferior como la superior y la martensita son constituyentes de inequilibrio. Las propiedades mecánicas de la bainita con superiores a las de la perlita. 5 % Ni; 3.5 % Cr; 1% Mo TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA (T M < 500 ºC, TM>TBinf) M Dureza del acero y tenacidad La martensita no es un producto de utilización directa, ya que requiere un tratamiento térmico para mejorar tenacidad y ductilidad → Tratamiento térmico de revenido. ACERO BONIFICADO=TEMPLE+REVENIDO La transformación de la austenita, producida por nucleación y crecimiento (con difusión), origina la formación de estructuras de tipo perlítico o de tipo bainítico, según sea el orden de temperaturas en que la transformación tiene lugar. Cuando por un brusco enfriamiento (vM>vBinf) desde el estado 100 % γ —que evite la formación de perlita o de bainita— la austenita se lleva a temperaturas más bajas que la de transformación bainítica, se produce una transformación sin difusión —a una velocidad igual a la del sonido— dando un constituyente de idéntico contenido en C que la austenita, que recibe el nombre de martensita. Tiene lugar a velocidades de enfriamiento muy altas [Curva (*)]. Cristalográficamente la martensita es una estructura tetragonal con átomos de C en posición intersticial (figura ). Celda de fase distorsionada Proceso irreversible en aceros al C (S<0). Excepto en las aleaciones con memoria de la forma, donde si es reversible. Estructura cristalina de la martensita • átomos de hierro; x lugares para la inserción del carbono (centro caras y centro aristas. TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA La transformación γ→ M es brusca (Es prácticamente instantánea la velocidad de formación de la marten sita, por rápido enfriamiento de la austenita) . El proceso es de naturaleza atérmica (el progreso de la reacción no depende solo de la temperatura) y el desarrollo es adifusional ( sin nucleación y crecimiento). Es por ello que la cinética de formación de la martensita no obedece a las curvas “C” (debido a la alta velocidad de enfriamiento no las corta). Aunque si hay migración atómica que se dice ordenada (“militar”). La martensita tiene el mismo contenido en C que la austenita (el cambio de composición química en la transformación γ→M es nulo ) C C M la localización del C en la martensita confirma que en la transformación la magnitud de las distancias recorridas por los átomos de C son menores que el parámetro a (distancia interatómica). La transformación transcurre a una velocidad, v, tal que v > vsonido (según mediciones v ≈ 5000 m/s). Este proceso surge con un hábito acicular en las antiguas juntas de grano de γ. La direccionalidad de la aguja es el plano de hábito. La martensita (observada al microscopio) presenta un aspecto acicular con efectos de relieve producidos por mecanismos de cizallamiento, prueba de que su formación resulta de transformaciones casi instantáneas (sin difusión) en ciertos planos cristalográficos de la malla de austenita. La acicula no se confina en un único grano, sino que puede ocupar varios. Crecen según la dirección basal (no siguen una cinética de nucleación+crecimiento, por lo tanto, no aparecen preferentemente en las juntas de grano y puntos triples. Cristalografía de la transformación M % C < 0.5 la martensita se desarrolla en lajas 0.5 < % C < 1.4 la martensita se desarrolla en acículas % C > 1.4 la martensita se desarrolla en placas Según Pero Sanz: %C > 0.4 agujas y % C < 0.4 lajas Martensita sobre fondo de austenita residual TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA La figura representa la variación de los parámetros cristalinos cM y aM de la martensita en función del porcentaje de carbono. En la misma figura se representa la variación del parámetro a de la austenita. De su comparación se deduce lo siguiente: • La variación del parámetro cM de la martensita función del % en carbono- presenta una pendiente tres veces superior a la variación del parámetro aγ de la austenita, en función del % en carbono. • Si bien cM aumenta con el % de carbono, aM en cambio disminuye constantemente de manera lineal. a 3.548 0.044C1 aM 2.861 0.013C1 cM 2.861 0.116C1 • átomos de hierro x lugares para la inserción del carbono Parámetros y dureza de la martensita, en función del % de carbono (en la parte superior de la figura, el parámetro a de la austenita). TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTIC A Las curvas de cM y aM extrapoladas de para 0 % C pasan por un mismo valor del parámetro 2.86 Å, que es precisamente el parámetro del Feα puro. Así, la martensita aparece como una red de ferrita deformada preferencialmente según el eje c. a 3.548 0.044C1 aM 2.861 0.013C1 cM 2.861 0.116C1 Este es un punto interesante a considerar, puesto que justifica el carácter esencialmente metaestable de la martensita. En efecto, por elevación de temperatura (revenido), puede provocarse la eliminación de los átomos de C intersticial, que reaccionarán con átomos de Fe, dando como productos finales de la descomposición de la martensita los constituyentes ferrita y cementita. Por otra parte, y puesto que la gran dureza de la martensita (figura) es debida fundamentalmente al C -no a los elementos de aleación- ello ha llevado durante casi 60 arios a buscar las razones de la extraordinaria dureza de la martensita en la tetragonalidad de malla conferida por el C. Para un contenido en C > 0.7 % la curva de dureza pierde la tendencia y deja de aumentar, ello es debido a que a partir de dicho contenido de carbono es difícil lograr un 100 % de martensita y queda residual, lo que produce un ablandamiento HRc f M ( HRc) M f ( HRc) El segundo término reduce la dureza Parámetros y dureza de la martensita, en función del % de carbono (en la parte superior de la figura, el parámetro a de la austenita). TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA La red tetragonal varía en función del tanto por ciento de C. La tetragonalidad modifica la geometría de la celda (el parámetro c varía en función del % C). En la austenita vemos el aumento del parámetro de red con el % de C. La variación del parámetro cM de la martensita presenta una pendiente 3 veces superior a la variación del parámetro aγ de la γ en función del % C. Si bien cM aumenta con el % C, en cambio aM disminuye linealmente. En la martensita cM aumenta mucho, pero al mismo tiempo disminuye aM, lo que hace que sea más esbelta. (c/a)M ≡ ratio de tetragonalidad de la martensita. % C↑ (c/a)M ↑ ya que c ↑ y a ↓ (Más se distorsiona la celda). Puede expresarse la tetragonalidad en función del %C: c 1 0.045 %C a M Cuando % C = 0, se tiene que (c/a)M = 1 y tenemos la martensita cubica (figura) Razonamos la naturaleza metaestable de la martensita: Si % C = 0 Martensita ≡ ferrita (compuesto metaestable) Si % C > 0 Red tetragonal: al aumentar la temperatura de revenido, la red se inestabiliza para dar α+Fe3C (compuesto metaestable) Luego la martensita es metaestable a %C = 0 y %C > 0 también. Mientras que la celda de γ es FCC, la martensita desarrolla una celda tetragonal. Hay un cambio de red cristalina a T<500 ºC. Esta nueva red se caracteriza por su base cuadrada a=b≠c. a() 3.55 Å cM a(M) a() aM TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA La transformación de austenita en martensita va siempre acompañada de aumento de volumen. La transformación de N celdas de austenita origina la formación de 2N celdas de martensita. a 3.548 0.044C1 aM 2.861 0.013C1 Acero binario con un contenido en carbono del 0.6 % : cM 2.861 0.116C1 a 3.548 0.044C1 3.548 0.044 x0.6 3.5744 Parámetro de la austenita: Parámetros de la martensita: aM 2.861 0.013C1 2.861 0.013 x0.6 2.8532 cM 2.861 0.116C1 2.861 0.116 x0.6 2.9306 Acero binario con un contenido en carbono del 0.3 % : Parámetro de la austenita: a 3.548 0.044C1 3.548 0.044 x0.6 3.5612 Parámetros de la martensita aM 2.861 0.013C1 2.861 0.013x0.6 2.8571 Acero del 0.6 % C cM 2.861 0.116C1 2.861 0.116 x0.6 2.8958 2 V 4 átomos de Fe Celda 2 átomos de Fe Celda martensita 2 Celda martensita 1 Celda V V f Vi Vi 100 2 2 aM cM a3 3 a 2 2.8532 x2.9306 3.5744 100 V >0, cuando ocurre la transformación M, el material experimenta un hinchamiento, V lo que aumenta los riesgos de que el material agriete 3 3.5744 3 100 4.48% Acero del 0.3 % C 2 2.8571 x 2.8958 3.5612 2 3 3.5612 3 100 4.68% TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA Bain propuso el siguiente esquema para explicar la transformación γ M, donde 2 celdas cúbicas de γ dan lugar a una red de martensita (de dos mallas cúbicas de γ puede extraerse una malla cuadrática que tenga la semidiagonal de la cara del cubo como lado del cuadrado de la base). En estas condiciones, la relación (c/a) de esta malla extraída de la austenita sería igual a √2: [> que relación (c/a) en la martensita]. De aquí surge la idea de Bain: se puede pasar fácilmente a verdadera martensita a partir de esta red de martensita extraida de mallas austeniticas por compresión de la red austenítica según una dirección paralela al eje vertical, de tal manera que los átomos de Fe se aproximan unos a otros. PLANOS 2 →1 a0 c 2 a M // <110> Formación de la martensita: mecanismo de Bain Relación (c/a) de la martensita, Ello ilustra claramente el paso de austenita a martensita sin difusión y también explica que pueda en función del % C obtenerse una cierta cantidad de martensita por simple deformación de la austenita. Sin embargo, el mecanismo de Bain no es cierto pues no hace intervenir el cizallamiento y prevé el paralelismo entre {100}γ y {110}α´ y un paralelismo entre <110> de la austenita y <100> de la martensita, lo cual no ocurre en la realidad c 1 0.045(%C ) 1, pero muy próximo a el a Teórico c c cM a ( Bain) Y por la figura: cM c a M a Re al DiagonalM a 2 Fallo de la teoría de Bain, pues la tetragonalidad de la martensita a a M M 2 no es constante, ya que depende del contenido en C. d M 2 aM De todas formas de Bain puede extraerse una idea importante: ES POSIBLE OBTENER MARTENSITA A PARTIR DE ESTRUCTURAS PLENAMENTE MEDIANTE DEFORMACIÓN MECÁNICA TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA Kurdjumov y Sachs han establecido las relaciones de orientación existentes entre la martensita y la austenita en un acero de C < 1.4 % y han intentado explicar el paso de una red a otra por un mecanismo de cizallamiento simple. Han demostrado que los planos más densos {110} de la martensita tetragonal son casi paralelos a los planos más densos de la austenita {111}, en tanto que las direcciones <110> de la austenita son prácticamente paralelas a las direcciones <111> de la martensita; lo que teniendo en cuenta la simetría de la red implica la existencia de 24 orientaciones diferentes de la martensita con relación a la austenita. La transformación martensítica se realizaría por cizallamiento sobre los planos {111} de la austenita según la dirección <211> seguido de un segundo cizallamiento según la dirección <101> de la austenita (es decir, <111> de la martensita) y, finalmente, algunas ligeras modificaciones de las posiciones de los átomos para obtener exactamente las dimensiones de la malla de martensita. TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA Con independencia de los mecanismos cristalográficos por los que la austenita se transforma en martensita, la posibilidad termodinámica de esta reacción a una temperatura Tm, está determinada en primera aproximación por el salto térmico (T - Tm) que hace posible la disminución de energía libre "de tipo químico" necesaria para el paso de austenita a martensita desde la temperatura de austenización T. El avance de la reacción martensítica depende de: ΔG = GM – Gγ. (ΔG < 0 para que M). Esta disminución de energía libre de "tipo químico", comprende un balance entre dos términos : - Disminución de energía por paso de la forma gamma a la forma alfa (La celda BCC es más estable que la FCC, g celda <0). Aumento de energía por distorsión de la forma alfa (debido a que todo el C de la austenita, y todos los aleantes, deben mantenerse disueltos en "ferrita" que adopta estructura tetragonal). g sobresaturación : al tener la misma cantidad de soluto que la del origen, la celda distorsionada es menos estable (g>0). g deformación : conforme se desarrolla la reacción aumenta la superficie g Junto a la martensita las tensiones son plásticas (deforman a la ), pero conforme nos vamos separando del contorno de las agujas las tensiones van disipándose , son elásticas, lo que implica que g conforme avanza la reacción. Además la temperatura va bajando (en el temple) Baja la plasticidad de la fase . Para que la reacción ocurra la g celda ha de compensar el resto de sumandos positivos (g sobresaturación y g deformación ). Esto se consigue gracias al salto térmico (Ms - Tm). Conforme progresa la reacción el salto térmico es menor, por lo que puede llegar un momento en el cual g>0 y la reacción se pararía existiendo residual. Es razonable admitir que la formación de martensita requiere mayor salto térmico cuanto mayor sea el contenido en elementos de aleación previamente solubilizados en la austenita. TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA Para formar el 1 % de martensita, la temperatura Tm -que en este caso recibe la denominación MS- depende, casi exclusivamente, de la composición química. No depende, por ejemplo, de la velocidad de enfriamiento , siempre que la velocidad sea superior a un cierto valor crítico para impedir la formación de perlita o de bainita (velocidad crítica de temple). Ms indica la temperatura a la cual se obtiene la martensita. Es también un indicativo de la susceptibilidad al agrietamiento. Mf indica la temperatura a la cual todo el material se ha transformado en martensita. Si enfriamos un redondo de un D = D mm 1 Al tomar líneas de enfriamiento, vemos que t3 la velocidad en la periferia y en el núcleo en realidad no es la misma. Las curvas vp y vn se abren más cuanto mayor es el diámetro del cilindro (D ). La transformación M ocurre con un aumento de volumen del 4 %. t=t1→El aumento de volumen produce T tensiones a tracción en la periferia. Como es Propensión tenaz se asimilan bien las tensiones a la agrietabilidad circunferenciales () Cuando el núcleo se transforma, la periferia esta a una temperatura más baja y ya estaba vp>vn Zuncho periférico transformada en martensita. El zuncho periférico es indeformable (La martensita es dura y poco tenaz) y su respuesta será mala ante las solicitaciones mecánicas. El ΔV>0 en el núcleo conlleva un empuje sobre el zuncho, que origina tensiones de tracción sobre el, lo que da lugar a la aparición de grietas en el zuncho (periferia) debido a su indeformabilidad. Cuanto más baja sea Ms , más aumenta la propensión a la agrietabilidad debido a que Vp y Vn se van separando más a medida que bajamos en el gráfico. Aumenta el gradiente térmico entre p y n NOTA: El temple de los aceros obtiene martensita enfriando a una velocidad mayor que la de la bainita. A la vista de la figura, el temple endurece al acero y el revenido lo ablanda. TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA Existen varias fórmulas para la determinación de Ms en función de la composición química. Se indican a continuación las fórmulas de Steven, Nerenberg y Hollomon. Probablemente la relación más precisa es la de Steven, corregida por Irving, M S (C ) 561 474 % C 33 % Mn 17 % Ni 17 % Cr 21(%Mo) 11 % W 11 % Si Dicha fórmula determina Ms con una aproximación de ± 2 °C cuando la composición del acero resulta ser: 0.1 a 0.55% C; Ni < 5% ; Si entre 0.1 y 0.35%; Cr < 3.5%; Mn entre 0.3 y 1.7%; Mo < 1%. Según Hollomon, el valor de Ms resulta ser: M S (C ) 500 350(%C ) 40(% Mn) 35(%V ) 20(%Cr ) 17(% Ni ) 10(%Cu ) 10(% Mo) 5(%W ) 15(%Co) 30(% Al ) La fórmula de Nerenberg para calcular Ms es: M S (C ) 500 350 % C 40 % Mn 22 % Cr 17 % Ni 11 % Si 11 % Mo El conocimiento aproximado de la temperatura Ms en función de la composición química, es de interés industrial porque proporciona un criterio sobre el comportamiento del acero a la deformación y agrietamiento durante el temple (Parámetro de susceptibilidad al agrietamientp, más agrietable cuanto menor sea Ms). Cuanto más aleado es el acero más bajo es el valor de Ms y mayor es la susceptibilidad al agrietamiento. En cuanto a la severidad del medio (capacidad de evacuación de calor), a mayor severidad , mayor diferencia de temperatura entre la periferia y el núcleo y, por tanto, mayor es la propensión a la agrietabilidad. El gradiente térmico es mayor cuanto más pequeño sea el valor de Ms. La propensión al agrietamiento crece cunato menor sea Ms. Temple subcero: el 100 % de martensita se alcanza por debajo de la temperatura ambiente (Mf<Tamb) PROGRESO DE LA REACCIÓN MARTENSÍTICA. Para obtener martensita el salto térmico equivalente ha de compensar el aumento de energía libre "de tipo mecánico", debido a que la transformación austenita-martensita supone: aumento de volumen, deformación plástica de la austenita contigua a la martensita y creación de un campo de tensiones elásticas, en la austenita contigua a la austenita deformada plásticamente. Este aspecto importa en la formación de martensita por debajo de MS; para obtener mayores porcentajes de martensita se necesita compensar un mayor valor de la "energía mecánica" y, por consiguiente, se requerirán mayores saltos térmicos. El 1 % de martensita se forma a Ms y el 100 % a Mf. El tanto por ciento de γ no transformada en martensita sigue una ley exponencial: % residual Va =e 0.011 M S Tm Salto térmico Tm = Temperatura final del medio (temperatura de enfriamiento instantánea). Ms-Tm = Salto térmico que provee la energía refrigerante para poder vencer el avance de las agujas de martensita (así las agujas pueden progresar verificando la transformación martensítica). Tm < Ms, │Ms-Tm │ = Fuerza inductora Cuando │Ms-Tm│ es pequeño (Ms Tm), hay mucha γ residual. Salto térmico muy débil. Cuando│Ms-Tm│es grande γ residual es muy baja La γresidual tiene una dureza baja (HB) y la M alta. Por tanto:HB(acero) = HB(M)xfv(M) + HB(γ)xfv(γ) , fv(M) + fv(γ) El segundo sumando baja el valor de la dureza del acero, por tanto, es indeseable que haya γresidual [HB(M) » HB(γ)] Industrialmente son deseables balsas de gran volumen, con el fin de que la introducción de las piezas no suponga un Tm. Se regenera el agua para que vaya bajando Tm y no disminuye al salto térmico Hay un tratamiento (temple subcero) que busca obtener 100 % M, para ello TM<Mf. Con esto Mf ≈10 ºC, aunque no constante. Aquí el refrigerante esta por debajo de 0ºC. Esto es un riesgo para la estructura porque aumenta la severidad del medio aumenta el agrietamiento. TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA Influencia del tamaño de grano de γ en el progreso de la reacción. Granos grandes dan lugar a grandes agujas crecidas de martensita. Cuanto más grande sea d menor será la proporción de juntas de granos (donde se produce la nucleación de agujas de martensita) y mayor será el % de γ retenida. ↑ d ↑ γ retenida; ↓ d Ms ↑ ; ↑ Tautenización ↑ d Factores que influyen en la presencia de γ retenida. 1.- Cantidad de aleantes del acero. Mf depende de Ms y de la velocidad de enfriamiento, v, es decir: Mf = φ(Ms, v) Mf´< Mf el material es menos propenso a deformación. Cuanto más aleado sea el acero, más baja es Mf y, por tanto, mayor % de γ retenida. Ms↓ │Ms-Tm│ ↓ γres ↑ S T’<ST Ret a ST Ret en el acero más aleado Mayor ST Mayor energía necesaria para acabar la reacción TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA 2.- Velocidad de enfriamiento v2<v1 → v2 presenta mayores contenidos de γ retenida v2 presenta peldaños horizontales de mayor longitud, hay permanencias más prolongadas a temperaturas equivalentes. Estas permanencias estabilizan a γ. Esto permite una mayor homogeneización de γ. Discretizamos la curva en escalones. Las velocidades más bajas tendrán mayores tramos horizontales, que promueven la estabilización de la fase mayor contenido de retenida Entonces a menor velocidad de enfriamiento, mayor % γ de retenida. Las ralentizaciones de la velocidad media a una temperatura menor que Ms ocasionarán una estabilización complementaria de la γ residual. Factores que influyen en la agrietabilidad. A modo de resumen la agrietabilidad aumenta cuando: 1.- ↓ Ms Con ↑ aleantes; ↑Tγ; ↑dγ. 2.- ↑ Φ; ↑ venfriamiento (aumenta la separación entre n y p). Resumen de factores en la γ retenida. 1.- ↓ Ms. 2.- ↓ venfriamiento y/o detenciones por debajo de Ms. 3.- Temperatura de homogeneización previa al temple o temperatura de austenización (cuando es alta, se estabiliza la fase γ). TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA Soldabilidad de los aceros. Aproximadamente c(M) ≈a(M) para % C 0.25 Tomemos un esquema de un procedimiento de soldadura. La composición química del electrodo es la misma que la del material base (soldadura homogénea). Hay fusión incipiente del metal de base (la soldadura no es falsa). Soldadura Moldeo en coquilla →Solidificar un metal sobre otro metal t1≡Principio del proceso Entre Ac1 y Ac3 las fases existentes son: T< Ac1 : α+Fe3C; T>Ac3 : 100 % γ (austenización total) Ac1 <T< Ac3 : α+γ Para que el material pueda dar martensita debe haber γ. Dejamos una zona afectada por calor (ZAC) a la zona de posibilidad de transformación de γ en martensita muy tetragonal (o Heat Affected Zone). A mayor tiempo mejor. Se observan 4 dominios claros: (i) 1500 >T>1200: Embastecimiento de la estructura γpropensión a dar martensita (ii) 1200>T> Ac3 la estructura de γ es más o menos homogénea químicamente. (iii) Ac3 >T>Ac1 : hay austenización incompleta (ZAC) (iv) Ac1>T>500: hay globulización de la cementita. Zona del cordón de soldadura y alrede dores en la cual existe . La transformación de γ en martensita ( γ M) ocurre con formación de martensita tanto más tetragonal cuanta más cantidad de C exista. Las chapas de metal de base son de un contenido en C del 0.1 % el metal de aporte es de 0.1 % La martensita se forma en ZAC: como %C = 0.1 hay poca tetragonalidad, la martensita (M) formada será ferrita. 0.25 %C es el límite a partir del cual la martensita deja de ser cúbica y pasa a ser tetragonal. Las estructuras tetragonales son de baja tenacidad. Al aumentar la tetragonalidad baja la tenacidad. Si % C > 0.25 , es una zona frágil dentro de la unión soldada (mucha tetragonalidad). Las posibilidades de soldadura van en relación con (c/a)M A veces la unión soldada rompe en la zona del cordón de soldadura. Esta zona al tener altas velocidades de enfriamiento la estructura es basáltica profunda, no apta para el funcionamiento en servicio (hay poca junta de grano). Es por esto que para que la estructura sea basáltica poco profunda, se echan cordones de soldadura pequeños. TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA RESUMEN DE SOLDABILIDAD. Aceros al carbono C≤ 0.25 % en peso Soldable C>0.25 % en peso No soldable (o difícilmente) Precalentamiento de la chapa Menor velocidad de enfriamiento No se forma martensita Revenido posterior Aceros aleados (débilmente) Ceq≤ 0.42 % en peso Soldable Ceq>0.42 % en peso No soldable Falta de tenacidad de la martensita (caso industrial) - Acero al C de muy baja aleación - Tren de bobina en caliente de Aviles - Efecto de enfriamiento excesivo en la cabeza de la bobina La tetragonalidad de la martensita hace que sea poco tenaz. La dureza (en HRC) es función del %C (a mayor contenido en C) mayor tetragonalidad). La gran dureza de la martensita es debida al C y no a los elementos de aleación. c 1 0.045(%C ) El %C dicta la tetragonalidad según la expresión: a γ → M + γ retenida. Esta γ retenida es la que hace que no se siga la ley de endurecimiento. A mayor %C, mayor diferencia. A mayor γ retenida, mayor desviación de la tendencia. A mayor %C (γ-geno) mas γ retenida, pudiendo llegar a dar γ a temperatura ambiente. Mn Si Ni Cu .......(*) para : C 0.18% 6 15 Por la IIN: Cr Mo V (*) 5 Ceq C TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA Aceros autotemplantes. Los aceros autotemplantes son aquellos capaces de templar por simple enfriamiento al aire sin riesgo de agrietamiento. Un acero puede hacerse autotemplante aleándolo. Ms(no aleado) > Ms(aleado) Como nota de parámetro ingenieril: conocida la composición química de un acero, se conoce Ms y a partir de ahí Mf: M M s 300 º C f A mayor cantidad de γ que queremos pasar a martensita, el ΔT necesario será mayor, ya que tenemos que vencer el campo elástico de martensita, ya transformada previamente, de ahí la necesidad de mas energía y mas temperatura En este caso no se produce agrietamiento. TRANSFORMACIÓN MARTENSÍTICA Identificación de una grieta de temple con respecto a una de forja. Las grietas de temple suelen aparecer en el borde y se distinguen de las de forja en caliente TEMPLE El acero de 0.4 %C no se puede decarburar a temperatura ambiente o Ae. Para que pueda producirse la decarburación debemos estar en fase γ (100 % γ). Los aceros de contenido alto en C decarburan mejor. FORJA Aplicamos el tratamiento de forja (golpeo) para romper la estructura de bruto de moldeo, homogeneizar químicamente a y darle forma. En el proceso pueden aparecer grietas GF (grietas de forja) y GT (grietas de temple). ¿Hay decarburación en los aledaños de la grieta? GF se agrieta durante la forja. Sus aledaños se empobrecen en C, el cual escapa por la grieta en forma de CO2 (Halo de decarburación en la grieta). Esto da lugar a una estructura ferritico-perlitica, pasando a la globalización de la perlita gracias a que la fase α de la perlita pasa a forma globular. Una grieta de temple se ocasiona a la temperatura Ms como máximo. El valor mínimo de Ms es 500 ºC. Estamos en el dominio de α + Fe3C no puede haber decarburación, ya que esta solo ocurre en la fase . Al final y la zona decarburada queda oscurecida Diferencia entre GF y GT : GF esta decarburada y GT no hay decarburación.