Capítulo 9: Revenido Cambios en las propiedades mecánicas

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Capítulo 9: Revenido
Capítulo 9: Revenido
Prácticamente todos los aceros endurecidos se someten a un tratamiento térmico
subcrítico de revenido mediante el cual se aumenta la tenacidad de las microestructuras
templadas a expensas de disminuir la resistencia mecánica y la dureza. A continuación se
describirán los cambios que ocurren en las propiedades mecánicas y en la microestructura
durante el revenido. El cambio estructural más importante es la formación de varias
distribuciones de carburos de hierro y aleados a medida que la sobresaturación de la martensita
templada disminuye y se obtienen mezclas de fases en equilibrio con el progreso del revenido.
Cambios en las propiedades mecánicas durante el revenido
La martensita es una fase muy dura pero también muy frágil. Esta fragilidad se debe a
varios factores que incluyen la distorsión de la red causada por átomos de carbono atrapados
en los sitios octaédricos de la martensita, segregación de átomos de impurezas en los bordes
de grano de la austenita, formación de carburos durante el temple y tensiones residuales
producidas durante el temple. El objetivo primario de un revenido es incrementar la tenacidad
o reducir la fragilidad del material endurecido. Para realizar el revenido es posible utilizar
cualquier temperatura por debajo del punto crítico inferior (Ac1) y, por lo tanto, se puede
obtener un amplio rango de estructuras y propiedades, desde las correspondientes a una
martensita hasta otro límite correspondiente a gruesos carburos esferoidizados en una matriz
ferrítica. Las condiciones de revenido estarán dadas por el balance entre resistencia mecánica y
tenacidad que se requieran para una aplicación determinada.
La Fig. 9.1 muestra la tenacidad al impacto en función de la temperatura de revenido
para aceros endurecidos de 0.4% y 0.5% C. Se observan dos rangos de temperaturas de
revenido que producen una mejora significativa en la tenacidad en comparación con el estado
templado. El revenido en el rango 150-200°C (300-400ºF) produce un ligero incremento de la
tenacidad que es adecuado para aplicaciones donde se requiere alta resistencia mecánica y alta
resistencia a la fatiga (aceros de medio carbono) o para aplicaciones donde existen cargas
compresivas como ser cojinetes, engranajes, etc (aceros de alto carbono). Esta última
aplicación requiere de valores altos de dureza y buena resistencia al desgaste que se obtienen
en las martensitas de alto carbono ligeramente revenidas. El revenido por encima de 425°C
(800ºF) es el otro rango de temperaturas importante donde la tenacidad aumenta
significativamente aunque a expensas de una disminución en la resistencia mecánica y la
dureza. Por esta razón, el revenido por encima de 425°C se efectúa cuando los requerimientos
son principalmente de alta tenacidad y en menor grado de resistencia mecánica y dureza.
En la Fig. 9.1 también se advierte que la tenacidad disminuye si los aceros se revienen
entre 260 y 370°C (500 y 700ºF). Esta disminución se atribuye a un fenómeno conocido como
fragilización a 350°C o fragilización de la martensita revenida y dicho rango de revenido se
evita en la práctica. Otro tipo de fragilización que puede desarrollarse es la fragilización por
revenido en aceros templados y revenidos como resultado del mantenimiento o de un
enfriamiento lento a través del rango de temperaturas entre 375 a 575ºC. Estos tipos de
fragilización se desarrollarán en el próximo capítulo. Finalmente, a través de la Fig. 9.1 se
puede ver el efecto del contenido de carbono sobre la tenacidad al impacto a través de la
comparación de dos aceros revenidos con 0.4% y 0.5% C. A mayor contenido de carbono,
menor es la tenacidad al impacto por lo cual los aceros revenidos con contenido de carbono
de 0.5% o mayor se utilizan para herramientas de corte y otras aplicaciones donde es necesario
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contar con alta dureza y resistencia al desgaste. No obstante, a mayor contenido de carbono el
material será más susceptible a la fractura frente a tensiones de flexión o tracción.
Por otro lado, la Fig. 9.2 muestra como disminuye la dureza desde un máximo
correspondiente al estado de la martensita templada a medida que se incrementa la
temperatura de revenido y el efecto del contenido de carbono. Se nota la baja dureza de los
aceros de bajo carbono tanto en la condición de temple como de revenido. Por lo tanto, si se
requiere de máximas durezas debe seleccionarse un acero de alto carbono y el revenido debe
restringirse entre 150 a 200ºC. También se observa un ligero incremento del valor de dureza
superior al de la martensita templada para bajas temperaturas de revenido en aceros de alto
carbono. Este incremento en la dureza es el resultado de la precipitación de una densa
distribución de carburos muy finos de transición dentro de las placas de martensita en la
primera etapa del revenido. En la Fig. 9.3 se muestran las temperaturas y tiempos de revenido
que producen este incremento de dureza en una aleación Fe-1.22C.
Figura 9. 1- Tenacidad a la fractura en función de la temperatura de revenido para aceros endurecidos de medio
carbono y baja aleación.
Figura 9. 2- Disminución de la dureza con el aumento de la temperatura de revenido para aceros con varios
contenidos de carbono.
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Generalmente, la interrelación entre la dureza y la tenacidad es de mayor importancia
en los tratamientos térmicos y aplicaciones de los aceros templados y revenidos. Sin embargo,
los cambios en otras propiedades mecánicas con el revenido están también tabuladas para
distintos grados de aceros al carbono y aleados y son importantes para la selección de los
mismos y el diseño de los tratamientos térmicos. En la Fig. 9.4 se observan los cambios que
ocurren en las propiedades mecánicas cuando un acero AISI 4340 templado en aceite es
revenido a temperaturas por encima de 200°C. Tanto la tensión de fluencia como la tensión
máxima disminuyen continuamente y la elongación y la reducción de área se incrementan con
el aumento de la temperatura de revenido. En la Tabla 9.1 se listan los valores de dureza y
propiedades mecánicas del acero AISI 4340 en el estado templado y en función del
tratamiento de revenido y del diámetro de barra.
Figura 9. 3- Dureza en función del tiempo a tres temperaturas de revenido distintas para martensitas de una
aleación Fe-1.22C.
La Fig. 9.4 muestra otros dos aspectos del comportamiento mecánico de los aceros al
carbono con la temperatura de revenido. Uno es que no hay disminución en la ductilidad en el
rango de temperaturas donde se produce fragilización de la martensita revenida. Esto tiene
que ver con el diseño de la probeta y el tipo de ensayo. Los datos de tenacidad mostrados en la
Fig. 9.1 se basan en ensayos de tenacidad al impacto llevados a cabo impactando una probeta
entallada a una alta velocidad de deformación. Por otro lado, los datos de la Fig. 9.4 se basan
en ensayos de tensión de probetas redondeadas a bajas velocidades de deformación. Entonces,
a bajas velocidades de deformación sin el efecto de concentración de tensiones de la entalla, la
microestructura de un acero revenido aún en el rango entre 260 a 370ºC puede acomodar la
carga sin fragilización excesiva. Sin embargo, bajo una carga de impacto no puede
reacomodarla y, aun sin tener en cuenta la velocidad de deformación y el efecto de la entalla,
puede fallar inesperadamente en ciertas aplicaciones.
También puede observarse que las curvas de tensión de fluencia y máxima están bien
separadas durante el revenido a bajas temperaturas y tienden a aproximarse luego de revenidos
a mayores temperaturas. Este efecto es una característica común de aceros endurecibles al
carbono y de baja aleación y está relacionada al comportamiento frente al endurecimiento por
deformación que se desarrolla durante el revenido. La Fig. 9.5 muestra curvas tensióndeformación que ilustran los cambios en el endurecimiento por trabajado durante el revenido
de la martensita en una aleación Fe-0.2C. En este caso, el temple se realizó en una solución de
NaOH-NaCl y el revenido por calentamiento en plomo a 400°C durante 1 minuto. La
velocidad de endurecimiento por trabajado en la muestra templada es bastante alta, lo cual se
observa por el rápido incremento de la tensión con el aumento de la deformación mientras
que en la muestra revenida ocurrió lo contrario siendo la curva bastante plana indicando una
muy baja velocidad de endurecimiento por deformación. Esta diferencia en el
comportamiento se atribuye a la interacción de las dislocaciones con las partículas
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relativamente gruesas de cementita (Fe3C) que se forman durante el revenido. En el material
templado, cuando se incrementa la deformación, las dislocaciones se anclan y forman una
subestructura cerrada de celdas muy finas pero cuando están presentes grandes partículas de
cementita, las dislocaciones permanecen uniformemente distribuidas y no es posible el
desarrollo de una subestructura de celdas bien definida. En la Fig. 9.6 se muestra una
distribución uniforme de dislocaciones en una martensita 0.35% C revenida y dicha
distribución no cambia con la deformación.
Figura 9. 4- Cambios en las propiedades mecánicas con la temperatura de revenido para un acero 4340 templado
en aceite.
Elementos aleantes y revenido
Además de incrementar la templabilidad, ciertos elementos aleantes ayudan a disminuir
la velocidad de ablandamiento durante el revenido. El ablandamiento se debe
fundamentalmente al engrosamiento de la cementita con el aumento de la temperatura de
revenido, un proceso que depende de la difusión del carbono y del hierro. Los elementos
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aleantes más efectivos son aquellos fuertes formadores de carburos tales como Cr, Mo y V.
Sin estos elementos los aceros al carbono y de baja aleación se ablandarán rápidamente con el
aumento de la temperatura de revenido como se observa en la Fig. 9.2. De manera similar, la
Fig. 9.7 muestra el ablandamiento en función de la temperatura de revenido y del contenido de
carbono. Si los elementos formadores de carburos están presentes en cantidad suficiente, no
sólo retardarán el ablandamiento sino que también formarán finos carburos aleados que
pueden producir un incremento de dureza a altas temperaturas de revenido conocido como
endurecimiento secundario.
Tabla 9.1- Propiedades mecánicas de varios tamaños de redondos del acero 4340 luego de varios tratamientos
térmicos que ilustran el efecto de masa.
La Fig. 9.8 muestra el efecto del contenido de Mo en el endurecimiento secundario,
cuanto mayor es el porcentaje de Mo, más alto es el pico de dureza generado. Aún cuando no
hay un pico de endurecimiento secundario como con 0.47% Mo, se observa una importante
resistencia al ablandamiento. El pico de endurecimiento secundario se genera sólo a altas
temperaturas de revenido debido a que la formación de carburos aleados depende de la
difusión de los elementos formadores de carburos que es mucho más lenta que la difusión del
carbono y del hierro. Como resultado, no sólo se forma una dispersión fina de carburos sino
que una vez formados son muy resistentes al engrosamiento. Esta última característica se
utiliza en aceros para herramientas que no deben ablandarse cuando se exponen a altas
temperaturas durante su uso o en aceros ferríticos de bajo contenido de carbono con cromo y
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molibdeno en válvulas de presión y en reactores que operan a temperaturas cercanas a 540ºC y
proveen buena resistencia a la termofluencia.
Figura 9. 5- Curvas de tensión-deformación verdaderas de martensita en láminas con un tamaño de paquete de
8.2 µm en un acero Fe-0.2C en estado templado y templado y revenido.
Figura 9. 6- Microestructura de un acero 0.35% C luego del temple a martensita y revenido a 470ºC. Micrografía
electrónica de transmisión.
A pesar de que sólo se ha considerado hasta ahora como parámetro a la temperatura,
los cambios estructurales durante el revenido que generan modificaciones en las propiedades
mecánicas son procesos térmicamente activados y, por lo tanto, dependen tanto de la
temperatura como del tiempo. Por ejemplo, durante el engrosamiento de la cementita está
operando un solo mecanismo de cambio estructural por lo que puede obtenerse una dada
dureza utilizando altas temperaturas por un período corto de tiempo o menores temperaturas
por períodos mayores. Generalmente, si no se menciona el tiempo de revenido se asume un
tiempo de 1 hora. La relación entre la temperatura y el tiempo durante el revenido está dada
por el parámetro de revenido (Holloman-Jaffe):
T 20  log t 10 3
donde T es la temperatura en grados Kelvin y t es el tiempo en horas. La Fig. 9.8 muestra los
cambios en la dureza en función del parámetro de revenido y también en función de la
temperatura con t = 1 hora. De esta manera, en una dada aleación pueden seleccionarse
tratamientos de revenido distintos a 1 hora para obtener una determinada dureza. Mientras
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que el parámetro de revenido puede aplicarse exitosamente en aceros al carbono no aleados,
para aceros aleados que presentan endurecimiento secundario su aplicación no es rigurosa.
Esto es así en virtud de que la máxima dureza obtenible en el endurecimiento secundario es
función de la temperatura. Por ejemplo, puede obtenerse mayor dureza manteniendo a 600ºC
que a 700ºC, siendo imposible reproducir la dureza máxima en 600ºC aún con tiempos muy
cortos a 700ºC. Esta incapacidad de utilizar diferentes combinaciones de temperatura y tiempo
para reproducir el mismo valor de dureza se debe al bajo grado de coherencia de la matriz con
los carburos aleados a temperaturas mayores que las de endurecimiento secundario. Dicho de
otro modo, hay un rango muy estrecho de temperaturas en donde pueden precipitar carburos
coherentes con la matriz y dar así el máximo endurecimiento.
Figura 9. 7- Dureza en función del contenido de carbono de la martensita en aleaciones Fe-C revenidas a varias
temperaturas.
Grange, Hribal y Porter1 resumieron el efecto de los elementos aleantes sobre la
dureza durante el revenido en aceros martensíticos al carbono y de baja aleación. Examinaron
1
R.A. Grange, C.R. Hribal, and L.F. Porter, Hardness of Tempered Martensite in Carbon and Low-Alloy Steels,
Metall. Trans. A, Vol 8A, 1977, p 1775-1785.
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aceros con silicio, manganeso, fósforo, níquel, cromo, molibdeno y vanadio con adiciones
hasta 1.5%. Determinaron en que cantidad variaba la dureza (ΔHv) cuando se comparaban
aleaciones Fe-C y las mismas con el agregado de los elementos de aleación revenidas durante
1h. Las Fig. 9.9 y 9.10 muestran los gráficos de ΔHv en función del contenido de elementos
aleantes durante el revenido a 260ºC y 540ºC, respectivamente. De estas figuras se observan
diferencias interesantes entre los distintos elementos aleantes. Los elementos fuertes
formadores de carburos no provocan un efecto importante a bajas temperaturas. El Ni provee
un efecto constante pero reducido sobre la dureza a todas las temperaturas de revenido y se
considera que se debe a endurecimiento por solución sólida. El silicio genera un importante
efecto de retardo del ablandamiento alrededor de los 316ºC (600ºF) el cual se atribuye a la
inhibición de la transformación de los carburos de transición a cementita estable. Por otro
lado, el manganeso también posee este efecto pero a altas temperaturas de revenido mediante
su incorporación a los carburos lo cual retardaría el engrosamiento de la cementita debido a la
lenta velocidad de difusión del manganeso.
Figura 9. 8- Resistencia al ablandamiento y endurecimiento secundario durante el revenido de aceros con varios
contenidos de molibdeno.
Cambios estructurales durante el revenido
Como se mencionó anteriormente, la estructura de un acero templado es altamente
inestable debido a distintos factores como la sobresaturación de átomos de carbono en la red
cristalina tetragonal de cuerpo centrado de la martensita, la energía de deformación asociada
con la fina estructura de dislocaciones y maclas de la martensita, la energía interfacial asociada
con la alta densidad de láminas o placas y la austenita retenida que está invariablemente
presente aun en aceros de bajo carbono. Todos estos factores proveen de la fuerza impulsora
para el inicio de distintos procesos microestructurales que se desarrollan durante el revenido.
La sobresaturación de átomos de carbono provee la fuerza impulsora para la formación de
carburos; la alta energía de deformación para la recuperación; la alta energía interfacial para el
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crecimiento de grano de la matriz ferrítica; y la austenita inestable la fuerza impulsora para la
transformación a mezclas de ferrita y cementita durante el revenido. A partir de estudios
sistemáticos realizados por medio de dilatometría, observaciones microestructurales y rayos x,
fue posible distinguir tres etapas de revenido:
Etapa I (100 a 250ºC)
Formación de carburos de transición, carburos épsilon (o eta), y disminución del
contenido de carbono en la matriz martensítica hasta alrededor de 0.25% C.
Etapa II (200 a 300ºC)
Transformación de la austenita retenida a ferrita y cementita.
Etapa III (250 a 350ºC)
Reemplazo de los carburos de transición y de la martensita de bajo carbono por
cementita y ferrita.
Figura 9. 9- Efecto de los elementos aleantes en el retardo del ablandamiento durante el revenido a 260ºC para
aleaciones Fe-C.
Figura 9. 10- Efecto de los elementos aleantes en el retardo del ablandamiento durante el revenido a 540ºC en
aleaciones Fe-C.
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Los rangos de temperatura para las tres etapas se solapan dependiendo de los tiempos
de revenido aplicados y, en general, se denomina cuarta etapa a la formación de los carburos
aleados responsables del endurecimiento secundario. El revenido involucra mucho más que
tres etapas pero para entender el comportamiento básico de los aceros revenidos nos
centraremos en el entendimiento de estas tres. Por ejemplo, se observó que durante el temple
y/o durante el mantenimiento a temperatura ambiente después del temple, los átomos de
carbono pueden segregar a las dislocaciones y a bordes de grano agrupándose en el interior de
la estructura martensítica antes de que ocurra la primera etapa de revenido que es la
precipitación de los carburos de transición.
El carburo de transición que se forma en la primera etapa se identificó inicialmente
como épsilon (ε) de estructura hexagonal del tipo Fe2.4C. Luego, se encontró que los carburos
de transición tienen en realidad una estructura ortorrómbica isomorfa con una estequiometría
del tipo M2C y se designan como carburos eta (η). Ambos tipos de carburos tienen contenidos
de carbono sustancialmente mayores que la cementita (Fe3C) que se forma a mayor
temperatura. A través de estudios cinéticos se observó que la primera etapa del revenido
depende de la difusión del carbono a través de la martensita con una energía de activación de
16 kcal/mol.
Las Fig. 9.11-13 son micrografías electrónicas de transmisión que muestran varios
aspectos de la formación de los carburos de transición en la martensita en una aleación
Fe-1.22C revenida a 150ºC durante 16 h. La Fig. 9.11 muestra una estructura típica de
martensita en placas con las placas de distintos tamaños y austenita retenida (áreas negras).
Cada una de las placas contiene una distribución muy uniforme de partículas finas de carburos.
La Fig. 9.12 muestra un arreglo típico de carburos de transición identificados como carburos
eta en una placa de martensita, donde los carburos parecen estar en forma de placas delgadas.
Sin embargo, mediante la observación de la micrografía de campo oscuro tomada con
iluminación desde un punto de difracción de un carburo (Fig. 9.13) se observa que el carburo
eta está en realidad presente en forma de partículas finas esféricas de 2 nm de diámetro
alineadas.
Por otro lado, la segunda etapa del revenido, es decir, la transformación de la austenita
retenida, comienza sólo después de que se completa la formación de los carburos de
transición. La Fig. 9.14 muestra la velocidad de transformación de la austenita retenida en una
aleación Fe-1.22C a tres temperaturas de revenido diferentes. Cerca del 19% de la austenita
retenida inicialmente presente en la estructura templada, está distribuida como en la Fig. 9.11.
Se observa que aun a 180ºC la austenita retenida transforma completamente a mezclas de
ferrita y cementita si se mantiene el tiempo suficiente a dicha temperatura. El análisis de la
cinética de transformación de la austenita de la Fig. 9.14 da una energía de activación de
1.15105 J/mol (27 kcal/mol) que concuerda muy bien con las energías de activación para la
difusión del carbono en la austenita y con la energía de activación de la segunda etapa de
revenido. En aceros de baja aleación y contenido medio de carbono templados del tipo 4130 y
4340 la austenita retenida está presente en pequeñas cantidades, del orden del 2 y 4%,
respectivamente (Fig. 9.15). Para tiempos de revenido de 1 hora la transformación de la
austenita retenida comienza sólo por encima de los 200ºC y se completa a los 300ºC. Más allá
de los 300ºC, la cementita se convierte en una parte importante de la microestructura.
La tercera etapa de revenido consiste en la formación de ferrita y cementita a partir de
los carburos de transición y la martensita de bajo carbono. La Fig. 9.16 muestra una
micrografía electrónica de transmisión de la fina estructura de un acero de medio carbono
conteniendo 0.35% C templado y revenido a 470ºC. La microestructura es típica de aquella
producida por la tercera etapa de revenido: todavía se mantiene la morfología de la martensita
en láminas y las placas de cementita (carburos θ) precipitaron dentro de las láminas más
grandes de martensita. También se encuentran cristales delgados de cementita interlaminares
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Capítulo 9: Revenido
como resultado de la transformación de la austenita retenida durante la segunda etapa del
revenido. Estos cristales poseen planos de hábito {110}M y nuclearon en las aglomeraciones
de los carburos η producidos durante la primera etapa del revenido.
Figura 9. 11- Microestructura martensítica de una aleación Fe-1.22C revenida a 150ºC durante 16h. La
microestructura consiste en placas de varios tamaños con arreglos uniformes de carburos muy finos y austenita
retenida (áreas negras). Micrografía electrónica de transmisión.
Figura 9. 12- Distribución del carburo eta en una placa de martensita de la aleación Fe-1.22C revenida a 150ºC
durante 16 h. Micrografía electrónica de transmisión.
Figura 9. 13- Partículas finas de carburos esféricos eta alineadas en una placa de martensita en una aleación
Fe-1.22C revenida a 150º durante 16 h. Micrografía electrónica de transmisión de campo oscuro.
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Existe cierta evidencia, especialmente en aceros de alto contenido de carbono, que la
formación de los carburos theta (θ) o cementita es posterior a la formación de los carburos chi
(χ) El carburo chi tiene una estructura monoclínica y de composición Fe5C2. Sin embargo, a
pesar de las diferencias entre la cementita y el carburo chi, sus estructuras son similares y
resulta difícil separarlos mediante difracción de rayos x o de electrones. Por lo tanto, en vista
de las dificultades experimentales, la temperatura y la composición de los aceros en los cuales
se forman los carburos chi no están completamente definidas.
Figura 9. 14- Transformación de la austenita retenida en una aleación Fe-1.22C en función del tiempo a tres
temperaturas de revenido.
Figura 9. 15- Austenita retenida y cementita en función de la temperatura de revenido en aceros del tipo 4340 y
4140. Las cantidades de las fases se determinaron por espectroscopia Mössbauer.
La Fig. 9.17 muestra una distribución densa de carburos identificados como chi que se
formó en la martensita de la aleación Fe-1.22C revenida a 350ºC. Se presentan dos
morfologías de carburos: aquellos que nuclearon y crecieron dentro de las placas de martensita
y los que se formaron en las interfases entre las placas en forma planar quizás como resultado
de la transformación de la austenita retenida en la segunda etapa del revenido. Una tercera
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morfología de los carburos chi y/o de la cementita en aceros de alto contenido de carbono
revenidos consiste en arreglos paralelos de carburos formados en maclas de transformación
presentes algunas veces en las martensitas de alto carbono, especialmente en las porciones
midrib de las placas. Los carburos que se forman dentro de las placas son más gruesos que los
carburos de transición y tienden a esferoidizarse si aumenta la temperatura de revenido.
Figura 9. 16- Microestructura de un acero 0.35% C luego del temple y revenido a 470ºC. Micrografía electrónica
de transmisión.
Figura 9. 17- Formación de cementita y/o carburos chi en una estructura martensítica de la aleación Fe-1.22C
revenida a 350ºC durante 1 h. Micrografía electrónica de transmisión.
En los aceros aleados, la estructura y distribución de los carburos que retardan el
ablandamiento y/o producen el endurecimiento secundario que precipitan durante el revenido
son bastante variadas. La distribución de los carburos aleados que se forman en el rango de
endurecimiento secundario (500 a 650ºC) depende de la distribución de la cementita formada
a menores temperaturas de revenido y de la naturaleza de la transformación de la cementita a
los carburos aleados. Un tipo de transformación es la conocida como transformación "in situ"
donde la formación de los carburos es a partir de la cementita. Otro tipo es la de nucleación
independiente después de que las partículas de cementita se disuelven en la matriz ferrítica. En
general, esto último se lleva a cabo en las dislocaciones residuales de la martensita templada y
conduce a precipitados mucho más finos que aquellos nucleados en las partículas de
cementita.
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Cambios en la matriz durante el revenido
La mayoría de los cambios estructurales discutidos hasta ahora durante el revenido
involucran la formación de varios tipos de carburos. No obstante, la matriz martensítica
también sufre cambios que son necesarios para obtener las estructuras totalmente revenidas
compuestas de carburos esferoidizados en una matriz de granos de ferrita equiaxiados. Las
Fig. 9.18 a 9.21 muestran los cambios que se desarrollan en la estructura de la matriz durante
el revenido de la martensita en láminas en una aleación de Fe-0.2C. La Fig. 9.18 muestra que el
revenido a 400ºC por 15 minutos produce cambios apenas apreciables en la estructura de la
martensita dentro de la escala de resolución por microscopía óptica. Por otro lado, en un
revenido a 700ºC los cambios ya son visibles (Fig. 9.19) aunque todavía se observa la
morfología de paquetes de la martensita con sus subunidades paralelas. El principal efecto del
revenido fue eliminar la mayoría de las láminas más pequeñas de martensita y producir
partículas de cementita gruesas y esféricas en los bordes de grano primario de la austenita y
dentro de los paquetes. Con revenidos más severos, a 700ºC por 12 h (Fig. 9.20), comienzan a
destruirse los bloques paralelos dentro de los paquetes y comienza la formación de granos
equiaxiados de ferrita que contienen sub-bordes de grano generados por arreglos de
dislocaciones.
A través de medidas sistemáticas se evaluó el cambio de área de interfases de las
láminas de martensita por unidad de volumen de un acero Fe-0.2C en función del revenido y
se observó que el alto valor inicial correspondiente a la martensita templada disminuía
rápidamente durante el revenido. Esta disminución inicial se debe principalmente a la
eliminación de los bordes de bajo ángulo entre láminas de orientaciones similares.
Simultáneamente, precipitan finos carburos que ayudan a estabilizar las interfases residuales
manteniendo la orientación paralela dentro de los paquetes. Esta serie de cambios iniciales en
la matriz son el resultado de los mecanismos de recuperación. La disminución de la densidad
de dislocaciones se debe a su reducción dentro de las láminas y a la eliminación de los bordes
de bajo ángulo de las láminas. Luego, junto con el engrosamiento de los carburos, los bordes
de grano de gran ángulo remanentes se reordenan y producen cruces de mayor equilibrio entre
granos como ocurre típicamente en los mecanismos asociados al crecimiento de grano.
Cualquier dislocación residual dentro de las láminas, se reordena en bordes de bajo ángulo
dentro de los granos equiaxiados. Tales subdivisiones de granos grandes mediante límites de
dislocaciones se llaman poligonización. Por lo tanto, la formación de una matriz de ferrita
equiaxiada que se desarrolla luego de revenidos a altas temperaturas en períodos largos de
tiempo en martensitas en láminas de bajo carbono, se logra por mecanismos de recuperación y
crecimiento de grano. Aparentemente, el mecanismo de recuperación que opera inicialmente
en el revenido, disminuye la energía de deformación de la martensita templada al punto de que
no hay suficiente fuerza impulsora para la recristalización.
El mecanismo recién descrito de la formación de ferrita equiaxiada en microestructuras
martensíticas severamente revenidas procede aparentemente cuando los mecanismos de
recuperación disminuyen la densidad de dislocaciones y la energía de deformación a niveles
tales que no pueden conducir a la recristalización. Sin embargo, varios estudios mostraron que
la recristalización puede ser también el mecanismo de formación de ferrita equiaxiada en
aceros severamente revenidos. La recuperación de la estructura de dislocaciones de la
martensita se suprime por los aleantes y hay disponible suficiente energía de deformación para
causar la recristalización. La Fig. 9.21 muestra el progreso de la recristalización en un acero de
0.12% C, 1.40% Mn, 0.29% Mo en función del tiempo de revenido a 675ºC. Se observa la
nucleación de granos equiaxiados libres de deformación, marcados con A en la Fig. 9.21(a),
dentro de la martensita en listones revenida. Los granos libres de deformación crecen y
eventualmente consumen toda la microestructura en forma de listones. La recristalización
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Capítulo 9: Revenido
procede a pesar de la presencia de partículas de carburos y la estructura final consiste en
cementita esferoidizada gruesa dentro de una matriz de granos de ferrita equiaxiada.
Cuando se produce la recristalización durante el revenido, la dureza disminuye de
forma discontinua. La Fig. 9.22 muestra los cambios en la dureza, determinada por ensayos de
microdureza, en función del tiempo de revenido para martensita revenida recristalizada y sin
recristalizar en un acero de 0.12% C. La dureza total disminuye a medida que la cantidad de
ferrita equiaxiada libre de deformación aumenta.
Figura 9. 18- Microestructura de martensita en láminas en una aleación Fe-0.2C luego del revenido a 400ºC
durante 15 min. Micrografía óptica.
Figura 9. 19- Microestructura de martensita en láminas en una aleación Fe-0.2C luego del revenido a 700ºC
durante 2 h. Micrografía óptica.
Figura 9. 20- Microestructura de martensita en láminas en una aleación Fe-0.2C luego del revenido a 700ºC
durante 12 h. Micrografía óptica.
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Estructura y Propiedades de las Aleaciones-Facultad de Ingeniería-UNLP
Capítulo 9: Revenido
Figura 9. 21- Evolución de la recristalización de granos de ferrita equiaxiados en martensita revenida de un acero
0.12% C revenido a 675ºC durante (a) 1 h, (b) 1.33 h, (c) 1.67 h y (d) 4 h.
Figura 9. 22- Cambios en la dureza en función del tiempo de revenido en martensita revenida sin recristalizar,
ferrita recristalizada y la microestructura compuesta de un acero 0.19% C templado a martensita y revenido a
675ºC.
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