CAP2 Ferrita, perlita y cementita

Estructura y Propiedades de las Aleaciones-Facultad de Ingeniería-UNLP
Capítulo 2: Ferrita, perlita y cementita
Capítulo 2: Ferrita, perlita y cementita
En el Capítulo 1, Fases y estructuras, se describieron las estructuras cristalinas de las
fases que se forman en los aceros y el diagrama de fases Fe-C, el cual define el rango de
temperatura y composición sobre el cual estas fases pueden existir. Este capítulo muestra
como se producen varios arreglos de fases o microestructuras a través de la transformación de
la austenita a ferrita y cementita. La composición y la velocidad de enfriamiento de la austenita
afecta profundamente la microestructura formada. El énfasis de este capítulo está puesto en
las microestructuras producidas por transformaciones controladas por la difusión del carbono
que ocurren en aceros al carbono a velocidades de enfriamiento relativamente lentas desde el
campo de fase austenítico.
Transformación eutectoide
El diagrama Fe-C introducido en el Capítulo 1 provee los conocimientos básicos
necesarios para la comprensión de las transformaciones de fases y microestructuras
concernientes a este capítulo. La Fig. 2.1 es una sección ampliada del diagrama Fe-C que
incluye el área más pertinente para las transformaciones de la austenita durante enfriamientos
sumamente lentos. Si se considera la aleación Fe-0.77C, la cual es completamente austenítica a
todas las temperaturas por encima de A1 (727ºC), y ésta se mantiene por un largo periodo de
tiempo a esa temperatura o es enfriada muy lentamente a través de A1, esto es, en condiciones
próximas al equilibrio, el diagrama de fases muestra que la austenita será reemplazada por una
mezcla de ferrita y cementita. Esta transformación de fases en la cual una fase sólida es
reemplazada por dos fases sólidas diferentes se clasifica como una transformación eutectoide
y en el sistema Fe-C puede escribirse en la siguiente forma:
 0.77% C    0.02% C   Fe3C 6.67% C 
(Ec. 2.1)
Esta ecuación muestra que las fases involucradas en la reacción eutectoide tienen una
composición fija y que la reacción es reversible dependiendo de si el calor se quita (hacia la
derecha) o se entrega (hacia la izquierda). Idealmente, la reacción eutectoide en aleaciones
Fe-C ocurre isotérmicamente a 727ºC. Sin embargo, en la práctica raramente se obtienen
condiciones de equilibrio y la reacción eutectoide puede ocurrir en un amplio rango de
temperaturas alrededor de A1.
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Capítulo 2: Ferrita, perlita y cementita
Figura 2.1- Porción del diagrama Fe-C enfatizando las regiones de la formación de ferrita y cementita
proeutectoide y de la transformación eutectoide de la austenita.
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Estructura de la perlita
La transformación eutectoide en los aceros produce una microestructura llamada
perlita. La perlita está formada por láminas alternadas de ferrita y cementita como se muestra
en la Fig. 2.2, que corresponde a una muestra de la aleación Fe-0.75C enfriada en el horno. La
microestructura se caracteriza por colonias de láminas de varias orientaciones y espaciado. La
variación en el espaciado de las láminas de cementita en diferentes áreas puede deberse en
parte a la diferencia en el ángulo que forman las láminas con el plano de pulido y en parte al
hecho de que la perlita se puede formar en un rango de temperatura. Asumiendo que toda la
perlita se forma a la misma temperatura, todas las láminas tendrán el mismo espaciado,
aquellas láminas perpendiculares al plano de pulido mostrarán el verdadero espaciado
interlaminar o el espaciado entre las láminas de ferrita y cementita. Aquellas láminas a un
ángulo menor de 90º mostrarán un espaciado mayor. La determinación del verdadero
espaciado de la perlita de muestras preparadas metalográficamente donde las láminas forman
un rango de ángulos con la superficie de la muestra, requiere un análisis metalográfico
cuantitativo especial. El origen del término perlita está relacionado al aspecto perlado que
presentan las colonias de láminas de ferrita y cementita cuando se produce la difracción de la
luz sobre ellas.
Figura 2.2- Perlita de la aleación Fe-0.75C enfriada en horno. Revelado con picral. Magnificación 500x.
La cantidad de ferrita y cementita en la perlita formada a 727ºC puede determinarse
con la regla de la palanca. La misma puede aplicarse en cualquier campo bifásico de un
diagrama de fase binario para determinar la cantidad de las diferentes fases presentes a una
dada temperatura y composición de un dado sistema. Una línea horizontal, llamada línea de
coexistencia, representa la palanca, y la composición de la aleación, el punto de apoyo. La
intersección de la línea de coexistencia con los límites del campo de dos fases, determina la
composición de las fases coexistentes y su cantidad será proporcional a los segmentos de la
línea de coexistencia entre la composición de la aleación y las fases. Para la perlita, podemos
asumir a la línea de coexistencia inmediatamente por debajo de la horizontal de los 727ºC,
quedando en el campo bifásico ferrita-cementita (ver Fig. 2.1). La aplicación de la regla de la
palanca para la aleación Fe-0.77C, que transforma enteramente en perlita, muestra que:
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% Fe 3C (en perlita) =
0.77 - 0.02
100  11%
6.67 - 0.02
(Ec. 2.2)
Por diferencia, el porcentaje en peso de la ferrita es 89%. Por lo tanto, siempre que la
austenita contenga 0.77% C transformará a perlita a la temperatura de 727ºC o cercana a ésta
y los porcentajes en peso de ferrita y cementita serán los que se muestran en la ecuación 2.2.
La densidad de la ferrita y cementita es de 7.87 y 7.70 g/cm3, respectivamente, por lo tanto,
los porcentajes en volumen de la ferrita y cementita en la perlita son esencialmente los
mismos que los porcentajes en peso. Por lo tanto, en las aleaciones Fe-C, la cantidad de fases
calculadas por la regla de la palanca con la composición por peso se correlacionan bien con
las cantidades de fases reveladas por microscopía óptica. La cantidad de fases visibles en una
micrografía son relativas al porcentaje de área, las cuales pueden ser directamente relacionadas
a su porcentaje en volumen si las fases están uniformemente distribuidas.
Se demostró que el desarrollo de las colonias de perlita se inicia desde cristales de
ferrita o cementita. Originalmente, se pensaba que la estructura laminar se desarrollaba
solamente por nucleación de un sólo lado de láminas separadas, sin embargo, también se
mostró que el crecimiento ramificado de un cristal de cementita en láminas paralelas con el
espaciado característico de la transformación a una dada temperatura también produce una
estructura laminar. De acuerdo a este último mecanismo, toda la cementita en una dada
colonia está interconectada y una colonia de perlita puede considerarse como dos cristales
simples de ferrita y cementita. Esta última estructura se observó experimentalmente por
repetidas micrografías tomadas en capas sucesivas removidas por pulido de a 1 m. Todas las
láminas de cementita aparentemente separadas mostraron tener un origen en común. Una vez
que una colonia de perlita se establece por nucleación lateral y/o por ramificación de la ferrita
y cementita, se considera que las láminas crecen por extensión de sus bordes dentro de la
austenita, un proceso frecuentemente llamado crecimiento lateral.
Cinética de la transformación perlítica
La sección anterior describe la estructura laminar de la perlita y su formación por la
reacción eutectoide a 727ºC o próxima a esta temperatura. En la práctica, sin embargo, la
formación de la perlita raramente ocurre cerca de A1. La Fig. 2.3 muestra un diagrama de
transformación isotérmica para un acero eutectoide 1080. Allí se presentan las curvas para el
comienzo y fin de la formación de la perlita, obtenidas por enfriamiento desde la austenita y
manteniendo a varias temperaturas por debajo de A1. El comienzo de la curva de
transformación es asintótico con respecto a A1, indicando así que la perlita no se formaría a
temperaturas cercanas a A1 a menos que el acero se mantenga a esa temperatura por periodos
prolongados de tiempo. En los tratamientos térmicos comerciales, las bajas velocidades de
enfriamiento que permiten la formación de la perlita cerca de A1 se alcanzan solamente en
secciones muy gruesas o por enfriamiento en el horno. Con un incremento en el
sobreenfriamiento por debajo de A1, los periodos de tiempo para el comienzo y fin de la
transformación de la perlita se reducen substancialmente. En la nariz de la curva de
transformación (540ºC), la temperatura más baja a la cual la perlita se forma en este acero,
solamente se requieren segundos para la transformación completa. Debajo de 540ºC se forma
bainita que es una microestructura no laminar de ferrita y cementita.
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Figura 2.3- Diagrama de transformación isotérmica del acero 1080 conteniendo 0.79% C y 0.76% Mn. Los
especimenes fueron austenizados a 900ºC y poseen un grano austenítico ASTM No. 6.
Existen numerosos factores que influyen en la velocidad de formación de la perlita.
Quizás el más importante es el hecho de que una importante cantidad de átomos de carbono
se deben reacomodar para completar la transformación de la austenita (conteniendo
nominalmente 0.77% C) a ferrita de bajo C y cementita de alto C de acuerdo con la ecuación
2.1. La difusión del carbono en la austenita, caracterizada por su coeficiente de difusión,
depende de la temperatura de acuerdo a la siguiente ecuación:
DC  0.12e 32000 / RT
(Ec. 2.3)
donde D es el coeficiente de difusión promedio del carbono en la austenita (cm2/s), R es la
constante universal de los gases (1.98 cal/g-mol/K) y T es la temperatura absoluta en grados
Kelvin. La ecuación 2.3 muestra que el coeficiente de difusión tiene una relación exponencial
con la temperatura lo cual tiene un efecto muy importante ya que el primero disminuye
significativamente para pequeños decrecimientos de la temperatura. A primera vista, la
dependencia de la difusión con la temperatura parece contradecir el hecho establecido
experimentalmente (ver Fig. 2.3), que la formación de la perlita es más rápida a bajas
temperaturas que a altas temperaturas. Esta aparente anomalía puede explicarse por la
reducción del espaciado interlaminar a medida que la temperatura de la transformación
disminuye. Así, la distancia que el C tiene que difundir para distribuirse entre la ferrita y la
cementita decrece, y a pesar del hecho de que la difusión es más lenta a menores
temperaturas, el crecimiento de las colonias de perlita se acelera.
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La interrelación entre la difusión y la estructura laminar de la perlita ayuda a explicar
como procede la transformación eutectoide pero no explica porqué ocurre la misma. La
estabilidad de todas las fases y microestructuras en metales y aleaciones se basa en el principio
de mínima energía libre. Si la energía libre de una dada microestructura o sistema no es
mínima, entonces una transformación de fases (por ejemplo, la transformación de austenita a
perlita aquí considerada) o un reagrupamiento estructural sin cambio de fase (por ejemplo,
crecimiento de grano o de partículas) ocurrirá en orden de bajar la energía libre al valor
mínimo posible.
La energía libre (G) por unidad de volumen de fase o combinación de fases se define
en términos de otros parámetros termodinámicos, la entalpía o calor contenido (H), la
temperatura absoluta (T) y la entropía (S) de la siguiente manera:
G  H  TS
(Ec. 2.4)
La entalpía es la energía total de una fase (o microestructura compuesta por varias
fases) por unidad de volumen de esa estructura. La entropía es una medida del grado de orden
asociado a una dada estructura en una determinada temperatura. Puede ser influenciada por la
amplitud de vibración de los átomos, la mezcla de algunos tipos de átomos y/o sitios vacantes
en una dada fase o el grado de orden asociado con una dada estructura sólida o líquida. El
término TS, es por lo tanto, una medida de la energía asociada con el orden por unidad de
volumen de una estructura a una dada temperatura y es especialmente importante en la
estabilidad de fases a alta temperatura. La ecuación 2.4 muestra que la diferencia entre los
términos de la entalpía y la entropía define la energía libre.
Un ejemplo útil de la aplicación del principio de mínima energía para establecer la
estabilidad de una fase es la fusión de un sólido cristalino. Con el incremento de temperatura,
H aumenta, pero TS aumenta mucho más si el líquido, con su alto grado de desorden
atómico, reemplaza la estructura cristalina ordenada del sólido. Por lo tanto, por encima del
punto de fusión y a causa de su mayor entropía, el líquido tiene la menor energía libre y es la
fase estable en relación con el sólido. Una consideración similar se aplica a las
transformaciones entre fases sólidas tales como la austenita a ferrita y cementita.
A la temperatura Ae1 en el sistema Fe-C, la energía libre de la austenita es exactamente
igual a la energía libre de la ferrita y la cementita y, por lo tanto, no hay incentivo para que la
transformación ocurra, especialmente si debe crearse la interfaz o límite entre la austenita y
perlita. El ajuste estructural de las interfaces y las discontinuidades químicas entre las fases
produce una contribución positiva o un aumento en la energía del sistema. Sin embargo, con
la disminución de la temperatura por debajo de Ae1, la energía libre por unidad de volumen de
la mezcla de ferrita y cementita comienza a ser menor que la de la austenita. A esta diferencia
de energía libre se la llama frecuentemente fuerza impulsora para la transformación y aumenta
con el decrecimiento de la temperatura o sobreenfriamiento por debajo de Ae1. Una fuerza
impulsora grande hace posible no sólo el desarrollo de más colonias de perlita, sino también
un menor espaciado entre láminas dentro de una colonia de perlita, cambios estructurales que
resultan de un crecimiento del área interfacial de dos tipos. Una mayor densidad de colonias
de perlita da como resultado un incremento en el área interfacial austenita/perlita y un
espaciado interlaminar reducido da como resultado un incremento de la energía interfacial
ferrita-cementita dentro de la colonia. La gran fuerza impulsora a bajas temperaturas
compensa la contribución de energía positiva debido a las varias interfaces producidas durante
la transformación de austenita a perlita.
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Se han propuesto muchas relaciones para la relación entre el espaciado interlaminar y
el sobreenfriamiento, pero una de las más precisas fue desarrollada por Zener y Hillert1 y
tiene la siguiente forma:
4  / Fe3C TE
(Ec. 2.5)
S
H V  T
donde S es el espaciado interlaminar definido por el ancho combinado de las láminas de Fe 
y Fe3C; σα/Fe3C es la energía interfacial por unidad de área de los límites Fe/Fe3C; TE es la
temperatura de equilibrio en grados Kelvin (Ae1 en el caso de los aceros y aleaciones Fe-C);
HV es el cambio en entalpía por unidad de volumen entre austenita y la mezcla de ferrita y
cementita; y T es el sobreenfriamiento por debajo de Ae1. En la Fig. 2.4 se muestra un juego
de medidas donde se puede observar el decrecimiento en el espaciado interlaminar de la
perlita con el aumento del sobreenfriamiento para varios aceros.
La cinética de la transformación isotérmica eutectoide, esto es, el progreso de la
formación de la perlita en función del tiempo a temperatura constante, se basa en la velocidad
de nucleación y crecimiento de las colonias de perlita. La Fig. 2.5 muestra la sección
transversal circular de las colonias de perlita en una aleación Fe-C de composición eutectoide
que ha transformado parcialmente a perlita. En contraste a la perlita mostrada en la Fig. 2.2, el
espaciado interlaminar es demasiado pequeño para ser resuelto con la magnificación de la
micrografía y las colonias de perlita tienen apariencia oscura. El resto de la microestructura de
color blanca es martensita formada desde la austenita no transformada cuando fue templada
desde la temperatura de reacción.
Johnson y Mehl2, asumiendo que las colonias de perlita son esféricas y nuclean al azar
en función del tiempo, desarrollaron la siguiente ecuación para la formación isotérmica de la
perlita:


f (t )  1  exp  NG 3t 4 / 3
(Ec. 2.6)
donde f (t) es la fracción volumétrica de perlita formada en un tiempo cualquiera t a una dada
temperatura, N es la velocidad de nucleación de las colonias y G es la velocidad de
crecimiento de las colonias en la austenita. La ecuación de Johnson-Mehl describe
matemáticamente la velocidad a la cual la austenita se convierte a perlita por nucleación y
crecimiento de las colonias. A una dada temperatura, f (t) vs. tiempo da una curva con forma
de S o sigmoidal como se muestra en la Fig. 2.6. La velocidad inicial de transformación es baja
y está asociada con el periodo de incubación, o sea el tiempo necesario para que se desarrolle
el primer núcleo estable. A medida que se desarrollan más núcleos y las colonias se
encuentran en distintas etapas del crecimiento, la velocidad de transformación aumenta.
Finalmente, chocan entre sí y la velocidad de transformación disminuye cuando la
microestructura se aproxima a la transformación completa. Los periodos de tiempo
transcurridos entre el inicio y fin de la transformación están directamente relacionados con el
inicio y fin de la curva de transformación en el diagrama de transformación isotérmico
mostrado esquemáticamente en la Fig. 2.7. El comienzo y fin exacto de la formación de la
perlita a una dada temperatura depende de la sensibilidad de la técnica experimental usada
para seguir la transformación, pero generalmente la precisión es del orden del 1%. Por lo
1
M.P.Plus and J.S. Kirkaldy, The Pearite Reaction, Metall. Trans., Vol 3, 1972, p 2777-2796.
W.A. Jonson and R.F. Mehl, Reaction Kinetics in Processes of Nucleation and Growth, Trans. AIME, Vol.
135, 1939, p. 416-458.
2
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Capítulo 2: Ferrita, perlita y cementita
tanto, las curva de inicio y fin en la Fig. 2.7 corresponden al 1% y 99% de la transformación,
respectivamente.
La forma de la curva de transformación isotérmica para un acero eutectoide (Fig. 2.3)
se explica a través de la dependencia de la velocidad de nucleación y del crecimiento de las
colonias de perlita con la temperatura. La Fig. 2.8 muestra en un acero con 0.78% C que N y
G aumentan con el decrecimiento de la temperatura de transformación, y de acuerdo con la
ecuación de Johnson-Mehl, se acelera la transformación eutectoide a menores temperaturas.
Como ya se analizó, la mayor fuerza impulsora asociada con el aumento del
sobreenfriamiento produce más núcleos y menor espaciado interlaminar. El último aumenta
la velocidad de crecimiento de la colonia de perlita disminuyendo la distancia que debe
recorrer el carbono en la interfase austenita/perlita.
Figura 2.4- Espaciado interlaminar promedio verdadero de la perlita, S0, en función del subenfriamiento por
debajo de Ae1 para varios aceros.
Figura 2.5- Sección transversal de colonias de perlita esféricas (oscuro) en un acero eutectoide. Lo que queda
de la microestructura es martensita formada a partir de la austenita no transformada a perlita a la temperatura de
reacción. Magnificación 250x.
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Figura 2.6- Cálculo de la fracción de austenita transformada a perlita en función del tiempo para los
parámetros mostrados.
Figura 2.7- Relación entre (a) una curva de reacción isotérmica para la formación de perlita con (b) el diagrama
de transformación-tiempo-temperatura.
El análisis anterior muestra que la ecuación de Johnson-Mehl ofrece una buena
aproximación para caracterizar la cinética de la transformación perlítica. Sin embargo, la
hipótesis de que las colonias de perlita nuclean al azar en la austenita en el transcurso de la
transformación no siempre es válida. Como muestra la Fig. 2.5, las colonias de perlita
invariablemente nuclean en los límites de grano de la austenita. Eventualmente, los límites de
grano comienzan a saturarse con núcleos, terminando la nucleación y el resto de la
transformación se lleva a cabo solamente por crecimiento de las colonias nucleadas en borde
de grano hacia dentro de la austenita.
El mecanismo de formación de la perlita continúa recibiendo atención experimental y
teórica. Tal vez las consideraciones más activas involucran la manera en la cual el carbono y
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Capítulo 2: Ferrita, perlita y cementita
los elementos aleantes se distribuyen entre las láminas de ferrita y cementita. Al principio de
este capítulo se asumió tácitamente que el crecimiento de una colonia de perlita depende de la
difusión de los átomos de C en la austenita delante de la interfase con la perlita. Tal difusión a
través de la fase cristalina se llama difusión volumétrica. Otra posibilidad, sin embargo, es que
el carbono difunda a largo de la interfase de avance entre la perlita y la austenita. Tal difusión
a través de la interfase o límite de grano ocurre más rápidamente que la difusión volumétrica
porque el empaquetamiento atómico es más irregular o abierto en los bordes de grano que
dentro de los mismos.
Figura 2.8- Variación de la velocidad de nucleación y crecimiento para la formación de perlita en función de la
temperatura en un acero eutectoide.
En sistemas ternarios y en aceros debe también considerarse el efecto de los
elementos aleantes. Puls y Kirkaldy1 sugieren que el Mn y Ni no se dividen de igual manera
entre la ferrita y cementita y, por lo tanto, la formación de la perlita en aleaciones Fe-C-Mn y
Fe-C-Ni depende fundamentalmente de la difusión volumétrica del C en la austenita.
Cualquier reducción en la velocidad de crecimiento de la perlita en estos sistemas se debe al
efecto del Mn y Ni en la difusión del C en la austenita. Sin embargo, para el Cr y el Mo,
elementos fuertemente formadores de carburos, se considera que se dividen en las láminas de
carburo por difusión interfacial. En los sistemas Fe-C-Cr y Fe-C-Mo, el crecimiento de la
perlita es retardado por la difusión de los átomos de Cr y Mo, un proceso que es mucho más
lento que la difusión del C a causa del mayor tamaño de los átomos de los elementos aleantes
que de los átomos de C. Las Fig. 2.9 y 2.10 muestran el efecto de varios elementos aleantes
sobre la velocidad de crecimiento de la perlita en función de la temperatura. Todos los
elementos aleantes retardan el crecimiento de la perlita, un efecto sumamente importante
cuando el objetivo deseado de un tratamiento térmico es una microestructura no perlítica. El
efecto práctico de los elementos aleantes es retardar la formación de la perlita en los aceros
siendo esto la base para la templabilidad discutida en el Capítulo 7.
Precipitación de carburos
En aceros aleados que contienen elementos fuertes formadores de carburos tales
como V, Nb, Ti, Mo y W, ocurre una descomposición de tipo especial de la austenita.
1
M.P. Puls and J.S. Kirkaldy, The Pearlite Reaction, Metall. Trans., Vol. 3, 1972, p 2777-2796.
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Capítulo 2: Ferrita, perlita y cementita
Honeycombe1 mostró que en las interfaces entre la austenita que se descompone y la ferrita
recientemente formada se crean hileras de partículas muy finas de carburo aleado. En vista del
hecho de que los carburos nuclean y crecen en la interfase entre la austenita y la ferrita, la
reacción se denomina precipitación en la interfase. Sin embargo, una fase sólida transforma a
otras dos fases sólidas, y la reacción puede también clasificarse como una transformación
eutectoide que produce una microestructura especial muy diferente de la laminar perlítica.
Los carburos aleados que se forman por el movimiento de la interfase austenita-ferrita
son frecuentemente del orden de los 100 Å (10 nm) o menos y son demasiado finos para
poder resolverlos con un microscopio óptico. La Fig. 2.11(a) es una micrografía óptica que
muestra la iniciación de una precipitación de interfase en los límites de grano de la austenita
en una aleación Fe-0.75V-0.15C mantenida por 10 seg a 680ºC. La colonia de carburos
precipitados tiene una interfaz curvada y delinea los límites de grano de la austenita, pero no
se observa ninguna estructura dentro de la colonia. El resto de la microestructura es una
martensita de bajo C formada por el rápido enfriamiento después del mantenimiento por 10 s
a 680 ºC. En la Fig. 2.11(b) se muestra una micrografía de microscopía electrónica de
transmisión tomada en un acero Fe-0.75V-0.15C mantenido por 5 min a 725ºC donde se
observan las hileras de finos precipitados presentes en la colonia de carburos.
Figura 2.9- Velocidad de crecimiento de la perlita en función de la temperatura para un acero Fe-0.81C y
aceros eutectoides conteniendo cromo y molibdeno.
Un aspecto interesante del mecanismo de precipitación de interfaces es el crecimiento
de las colonias por la extensión de los bordes en la dirección paralela a la interfase austenitaferrita. La Fig. 2.12 muestra ejemplos de crecimientos de bordes en un acero Fe-12Cr-0.2C
transformado isotérmicamente durante 36 min a 650ºC. Las flechas indican los bordes. La
interfase planar detrás del movimiento de los bordes son los sitios para la formación de
carburos mientras que los bordes mismos están libres de partículas.
En la actualidad la precipitación en interfaces se utiliza para proveer un aumento extra
de la resistencia mecánica a las microestructuras ferrita/perlita en aceros de medio carbono
microaleados con V y Nb.
1
R.W.K. Honeycombe, Transformation from Austenite in Alloy Steels, Metall. Trans. A, Vol. 7A, 1976,
p 915-936.
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Capítulo 2: Ferrita, perlita y cementita
Figura 2.10- Velocidad de crecimiento de la perlita en función de la temperatura para aceros eutectoides con
níquel y manganeso.
Fases proeutectoides
En la mayoría de los aceros, esto es, en aquellos de composición no eutectoide, la
austenita comienza a transformar muy por encima de la temperatura A1. La Fig. 2.1 muestra
que la ferrita se forma por debajo de la temperatura A3 en los aceros hipoeutectoides
(contenido de carbono menor que el eutectoide) y la cementita se forma por debajo de Acm en
aceros hipereutectoides (contenido de carbono mayor que el eutectoide). La ferrita y
cementita que se forman previos a la transformación eutectoide se denominan ferrita y
cementita proeutectoide de manera de indicar que ellas se forman por otro mecanismo que
no es la transformación eutectoide.
La ferrita y cementita proeutectoides son idénticas en estructura cristalina y
composición a la ferrita y cementita de la perlita, respectivamente, pero están distribuidas de
manera completamente diferente en la microestructura. La Fig. 2.13 muestra una
microestructura de ferrita proeutectoide y perlita que se formó en una aleación Fe-0.4C
durante un enfriamiento lento desde el campo de fase de la austenita. La vasta red de ferrita
proeutectoide blanca está en marcado contraste con la perlita laminar. La Fig. 2.1 muestra que
la ferrita proeutectoide en una aleación Fe-0.4C enfriada lentamente comienza a formarse a
780ºC y continúa su crecimiento hasta que se alcanza la temperatura A1. Las líneas de unión a
través del campo ferrita-austenita a temperaturas sucesivamente más bajas y la aplicación de la
regla de la palanca a la aleación Fe-0.4C muestran que la cantidad de ferrita proeutectoide y el
contenido de C en la austenita aumentan continuamente con el decrecimiento de la
temperatura. La baja solubilidad del C en la ferrita requiere que éste difunda hacia la austenita.
A la temperatura A1, el contenido de carbono de la austenita coexistiendo con la ferrita en la
aleación Fe-0.4C, o en cualquier otro acero hipoeutectoide, es 0.77%, la cual es la
composición requerida para la reacción eutectoide (ecuación 2.1). Consecuentemente,
cualquier austenita coexistiendo con ferrita a la temperatura A1 transforma a perlita durante el
enfriamiento produciendo microestructuras como las mostradas en la Fig. 2.13. La regla de la
palanca aplicada a la aleación de Fe-0.4C en el campo de fases ferrita-austenita a 727ºC
muestra que hay alrededor del 50% en peso es de ferrita proeutectoide en la microestructura
de acuerdo al siguiente cálculo:
% en peso de ferrita proeutectoide =
0.77 - 0.4
100
0.77 - 0.02
(Ec. 2.7)
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Capítulo 2: Ferrita, perlita y cementita
Las aleaciones o los aceros con menos del 0.4% C contendrán más ferrita
proeutectoide y aquellas con mayor contenido de carbono, más perlita. Dependiendo del
contenido de C del acero, es posible tener microestructuras consistente del 100% de ferrita (si
el contenido de C es menor o igual que 0.02%) o 100% de perlita (si el contenido de C es
igual al 0.77%) o cualquier combinación de ferrita y perlita entre estos extremos. Los aceros
designados para aplicaciones que requieren buena conformabilidad, por ejemplo, paneles de
automotores, tienen una microestructura predominantemente ferrítica, mientras que los
aceros seleccionados para aplicaciones donde la dureza y la resistencia al desgaste son más
importantes, por ejemplo, rieles de ferrocarriles, tienen una microestructura completamente
perlítica.
Los aceros con contenido de carbono mayor que el eutectoide forman cementita
proeutectoide si se enfrían lentamente a través o se mantienen en el campo de fases austenitacementita (ver Fig. 2.1). A medida que la cementita (conteniendo 6.67% C) se forma, el
contenido de C en la austenita disminuye. Con el decrecimiento de la temperatura, la
composición de la austenita sigue la Acm hasta la temperatura eutectoide donde la austenita
contiene 0.77% C, justo la composición necesaria para producir la reacción eutectoide. El
resto de austenita se transforma en perlita.
La Fig. 2.14 muestra una red de cementita proeutectoide formada por el
mantenimiento a 780ºC durante 30 min de una aleación Fe-1.22C. Algunas colonias de perlita
están también presentes como lagunas oscuras y el resto de la estructura es martensita
formada durante el temple desde 780ºC. El contenido de carbono en los aceros raramente
excede el 1.2%; por lo tanto, si se forma cementita proeutectoide es muy poca. La aplicación
de la regla de la palanca en el campo de austenita-cementita en una aleación con 1.2% C
muestra que sólo puede formarse 7% de cementita proeutectoide. Sin embargo, aún cuando la
cantidad de cementita proeutectoide que se forma no es grande, la presencia de una red de
cementita se considera muy perjudicial para la trabajabilidad y tenacidad de los aceros con alto
carbono. Los tratamientos de normalizado y esferoidizado fueron diseñados para modificar o
eliminar la red de cementita y serán discutidos en el Capítulo 6.
Formación de fases proeutectoides
En los aceros se desarrollan principalmente dos tipos de morfologías de fases
proeutectoides. Una, mostrada en las Fig. 2.13 y 2.14, consiste en granos de ferrita o
cementita que nuclean y crecen a lo largo de los límites de granos de la austenita durante el
enfriamiento. En el sistema de clasificación desarrollado por Dubé y extendido por
Aaronson1, a estos cristales se los llama límites de grano alotromórficos. El segundo tipo de
morfología consiste en granos con forma de agujas o placas que se extienden desde los límites
de grano de la austenita. En el sistema de clasificación Dubé, los cristales en forma de placa se
llaman estructuras de Widmanstätten, dicho adjetivo se debe al científico francés Alois de
Widmanstätten. Se utiliza para describir cualquier tipo de grano alargado o en forma de placa
o aguja que se presenta en direcciones cristalográficas específicas en los cristales de la fase
madre.
Los límites de granos alotromórficos se forman bajo condiciones próximas al
equilibrio, esto es, ya sea por mantenimiento durante un extenso periodo de tiempo o por
lento enfriamiento a través del campo de dos fases. Bajo estas condiciones, el tiempo
disponible para la difusión es extenso pero la fuerza termodinámicamente impulsora es
relativamente baja. Por lo tanto, se forman núcleos relativamente grandes de manera
1
H.I. Aaronson, The Proeutectoid Ferrite and the Proeutectoid Cementite Reactions, in Decomposition of
Austenite by Diffusional Precesses, V.F. Zackay and H.I. Aaronson, Ed., Interscience, New York, 1962.
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Capítulo 2: Ferrita, perlita y cementita
heterogénea sobre los límites de grano de la austenita, este proceso incorpora parte de los
límites de grano de la austenita existente y minimiza el aumento de energía interfacial. No
sería posible la nucleación de una fase proeutectoide dentro de un grano de austenita porque
deberían crearse nuevas interfases. Por otro lado, las placas de Widmanstätten, se forman
cuando el acero se enfría rápidamente o por un sobreenfriamiento importante por debajo de
A3 o Acm. De esta forma, está disponible una mayor fuerza impulsora para la transformación
de la austenita a una fase proeutectoide, pero la difusión estará más limitada. Esta última
desventaja se compensa parcialmente por el hecho de que los átomos de carbono pueden
difundir en todas las direcciones alrededor de la punta de las placas en crecimiento y, por lo
tanto, la distancia de difusión en la austenita alrededor de las puntas de la placa son
relativamente cortas. El aumento de la fuerza impulsora aparentemente causa un cambio hacia
un mecanismo que favorece el acople cristalográfico entre la austenita y la fase proeutectoide
y algo de movimiento cooperativo o de corte de los átomos de hierro para la formación del
cristal del producto.
Smith1 analizó el rol de la relación cristalográfica entre el cristal proeutectoide
nucleado sobre un límite de grano de austenita y los dos granos de austenita adyacentes.
Propone que la estructura cristalina de un grano de austenita podría coincidir estrechamente
con la disposición de átomos en un grano de ferrita, esto es, podría existir una relación
definida de orientación cristalográfica entre dos cristales y la interfase resultante podría tener
un alto grado de coherencia. Sin embargo, el buen empaquetamiento de átomos en la
interfase podría dificultar la transferencia de éstos a través de la misma y resultaría en un límite
con baja movilidad difusional. La disposición de átomos entre la ferrita y el otro grano de
austenita podría no coincidir lo suficiente; así, los dos cristales estarían separados por una
interfase incoherente con un alto grado de desajuste. En tal interfase los átomos podrían
moverse fácilmente desde el empaquetamiento fcc a la estructura bcc, produciendo un límite
con alto grado de movilidad difusional. A altas temperaturas de transformación y bajo
sobreenfriamiento, el límite incoherente podría migrar y producir el típico límite de grano con
morfología alotromórfica. Sin embargo, con un alto grado de sobreenfriamiento la migración
del límite incoherente por difusión estar restringido, y la gran fuerza impulsora causaría la
propagación en el otro grano de la ferrita con el límite coherente, dando como resultando una
placa de Widmanstätten. El crecimiento frecuentemente observado de las placas de
Widmanstätten dentro de un sólo grano se explica por la hipótesis de Smith.
La Fig. 2.15 ilustra una microestructura que parece haberse formado como resultado
de las consideraciones de Smith. La microestructura se produjo por el temple en agua de la
aleación Fe-0.2C con la intención de formar una estructura completamente martensítica. Sin
embargo, un número de cristales de ferrita nuclearon en los límites de grano de la austenita
previo a que la martensita ocupe todo el volumen de la microestructura. Los granos marcados
con A y B tienen diferentes orientaciones, como lo indica el límite de grano entre ellos. El
rápido enfriamiento impidió el movimiento de la interfase de cada grano, posiblemente
porque las interfaces eran incoherentes y la temperatura disminuyó demasiado rápido para
que tenga lugar cualquier tipo de crecimiento difusional significativo. Sin embargo, cada
grano de ferrita podría tener una interfase coherente que se propagaría dentro de uno de los
granos austenizados si se realiza un sobreenfriamiento suficiente. El hecho de que las placas
Widmanstätten sean paralelas a los finos cristales de martensita y se fusionen dentro de la
matriz martensítica soporta el hecho de que algo de corte debe estar asociado con la
formación de ferrita Widmanstätten. La formación de ferrita requiere la expulsión de carbono
pero la formación por corte de la martensita a temperaturas por debajo de aquellas a las que
se forma la ferrita, atrapa el carbono en la estructura de la martensita.
1
C.S. Smith, Transactions ASM, 1953,Vol. 45,p 533.
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Capítulo 2: Ferrita, perlita y cementita
Otros dos mecanismos de formación de la ferrita pueden operar bajo ciertas
condiciones o en aleaciones con determinada composición. Uno involucra el crecimiento o
engrosamiento de ambos límites de grano alotromórficos y placas de Widmanstätten por
movimiento de bordes paralelos a la interfase coherente. Se considera que los bordes tienen
interfaces incoherentes con la austenita y, por lo tanto, un alto grado de movilidad de acuerdo
con la hipótesis de Smith. El otro mecanismo opera sólo en aceros con bajo contenido de C
menor que 0.02%. Cuando estos aceros son enfriados rápidamente desde el campo de fase de
la austenita al campo de fase de la ferrita, no se requieren cambios en la composición. Por lo
tanto, el C no es expulsado desde la ferrita como lo es en el caso de aceros con alto carbono.
La transformación se lleva a cabo sólo por una difusión de corto rango, o del orden de un
espaciado atómico, a través de la interfase. Este tipo de transformaciones se han clasificado
como transformaciones masivas o de corto rango de difusión (SRD, short range diffusion), el
término anterior se seleccionó debido a que por este mecanismo de transformación se
producen granos equiaxiados masivos.
Figura 2.11- (a) Colonias de precipitados de interfase (áreas claras) nucleados en borde de grano austenítico en
una aleación Fe-0.75V-0.15C mantenido 10 seg a 680ºC. (b) Hileras de finos carburos aleados dentro de una
colonia del mismo acero mantenido 5 min a 725ºC.
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Capítulo 2: Ferrita, perlita y cementita
Figura 2.12- Precipitación en interfases y bordes en un acero Fe-12Cr-0.2C transformado isotérmicamente a
650ºC por 36 min. Micrografía electrónica de transmisión.
Figura 2.13- Ferrita proeutectoide (red blanca) y perlita en un acero Fe-0.4C enfriado al aire desde el campo
austenítico. Revelado con nital.
Figura 2.14- Cementita proeutectoide (red blanca) formada en los bordes de grano de la austenita en una
aleación Fe-1.22C mantenida a 780ºC por 30 min. Las regiones negras son colonias de perlita y el resto de la
microestructura es martensita y austenita retenida. Revelado con nital.
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Capítulo 2: Ferrita, perlita y cementita
Figura 2.15- Ferrita alotromórfica en borde de grano, placas Widmanstätten y martensita en una aleación
templada Fe-0.2C. La ferrita alotromórfica A y B poseen orientaciones que favorecen el crecimiento de
Widmanstätten en los diferentes granos austeníticos como se describe en el texto.
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