Mt-4411-3

UNIVERSIDAD SIMÓN BOLIVAR. DEPARTAMENTO DE CIENCIA DE LOS MATERIALES. MT-4411, TRANSFORMACIONES

EN

SÓLIDOS.

PROFESOR OMAR QUINTERO SAYAGO CAPÍTULO TRANSFORMACIONES

VII. ESPECíFICAS.

7.1.- TRANSFORMACIÓN A AUSTENITA POR CALENTAMIENTO. A partir de la perlita, la austenita solo puede formarse, durante el calentamiento, ligeramente por encima de la temperatura de equilibrio, Ac1, debido a que la energía libre de la austenita es menor que la de la mezcla ferritacementita, es decir, la perlita, como se esquematiza en la figura 7.1. Por supuesto, la formación de esta austenita es un proceso de nucleación y de crecimiento.

Fig. 7.1 Hay solamente dos métodos prácticos disponibles para producir granos de austenita esencialmente libres de deformación, que son: por recristalización y por cambio de fase a partir de un agregado de ferrita y carburo. 7.1.1.- Formación de Austenita mediante Recristalización. Tanto en materiales cúbicos centrados en el cuerpo, bcc, como cúbicos centrados en las caras, fcc, de alta energía de fallas de apilamiento, dentro de los granos las dislocaciones forman "celdas" de aproximadamente 1

µm de diámetro,

después de sufrir una modesta deformación plástica, 10 a 30% para relaciones (T/Tf ) entre 0,2 y 0,3. El centro de cada celda, está virtualmente libre de dislocaciones; y, las ubicadas sobre las paredes, están muy densamente pobladas. A

mayores temperaturas, (T/Tf ) entre 0,3 y 0,4, las dislocaciones que se encuentran en las paredes, forman redes y el tamaño de la celda aumenta en un factor no mayor de dos. Como las teorías de Recristalización consideran que son estas celdas, los núcleos a partir de los cuales crecen los granos, es de esperarse un mínimo tamaño de grano después de la recristalización, que sea un pequeño múltiplo del tamaño de esas celdas. Es conveniente recordar, que ese arreglo de dislocaciones que constituyen las paredes de esas celdas, no se les considera como bordes de grano de gran ángulo y la coalescencia de tres o más de ellas, son necesarias para producirlos. Por lo tanto, es de esperarse que el mínimo tamaño de grano después de la recristalización completa sea de aproximadamente 5

µm. Para materiales que poseen bajas energía de fallas de apilamiento, lo cual incluye a algunas austenitas, esas celdas no están muy claramente definidas, ya que permanecen coplanares en grandes extensiones y ocasionalmente pueden formar maclas de deformación. Es conveniente señalar, que la recristalización de una aleación bifásica es un tema ampliamente complejo y no hay ni abundante información ni experimentación; sin embargo, existen las posibilidades de que mediante un cuidadoso control de la deformación en frío y del proceso de recristalización, se pueda producir austenita con una fuerte orientación preferencial, que dé como resultado un producto que posea interesantes propiedades anisotrópicas. 7.1.2.- Formación de Austenita mediante cambio de fase a partir de un agregado de ferrita y de carburo. La teoría para la nucleación de una tercera fase a apartir de una mezcla de otras dos, no ha sido desarrollada; sin embargo, cualitativamente es posible aplicar las ideas utilizadas para describir las transformaciones de fases en estado sólido donde toman parte solo dos de ellas; es decir, es posible aplicar con cierta confiabilidad, los conceptos de: a) el cambio de energía libre por unidad de volumen; b) el incremento neto en la energía superficial de un determinado volumen de austenita, que obviamente depende de la geometría; y , c) de las contribuciones de la energía de deformación. La nucleación de austenita a partir de otras fases que a la temperatura ambiente o en sus alrededores existen en condición estable o metaestable, como es el caso de un agregado de ferrita y perlita y/o martensita, puede realizarse mediante nucleación heterogénea, cuyo control es por difusión donde se le asignan movimientos de átomos de carbono a

considerables distancias. Evidencias experimentales han demostrado que los núcleos de austenita siempre aparecen sobre los bordes entre los cristales de ferrita y de cementita, como se ilustra en la figura 7.2 para la perlita laminar y la perlita globulizada, respectivamente.

Fig. 7.2. También se puede nuclear austenita, mediante una reacción de cizallamiento sobre un plano de hábito específico; lo que depende de las circunstancias bajo las cuales sucede la transformación. Al menos, dos manifestaciones físicas de las fuerza motora pueden introducir la transformación a austenita, que es reticular: a.-

Mediante sobrecalentamiento del hierro α hasta una temperatura donde la fase γ es estable, digamos, por el uso de un muy rápido calentamiento hasta temperaturas superiores a 910oC, A3, que llamaremos fuerza motora tipo térmico, donde mayor es la diferencia en energías libres entre la perlita y la austenita.

b.-

La otra posibilidad es por sobresaturación con respecto al soluto, esquematizado en la figura 7.3, donde se considera la transformación isotérmica a una temperatura T1, entre A1 y A3 para un acero hipoeutectoide y donde hay manifestaciones físicas de sobresaturación con respecto al soluto (carbono) y que es la fuerza motora para la transformación reticular.

Fig. 7.3. Se han encontrado evidencias que demuestran que la cinética del movimiento de la intercara depende de:

-

si el proceso está controlado por reacción en la interfaz. o

-

si está controlado por difusión de soluto hacia la interfaz.

En aceros de muy bajo contenido de carbono la cinética de la transformación depende de la velocidad a la que se alcanza la sobresaturación de carbono crítica. Cuando hay presencia de elementos aleantes, la transformación reticular está controlada por difusión y no por la velocidad a la cual se suple carbono a la interfaz. Un violento calentamiento hasta T1, muy cercano a A3, mantenido durante una hora y luego la muestra se templa en agua, hasta la temperatura ambiente, la microestructura presenta una apreciable fracción de austenita que se formó en el interior de los granos de ferrita, mostrando una apariencia acicular cuyo plano de hábito es cercano a {110}α. De igual manera, para una buena distribución de carburos en la ferrita, ese calentamiento violento hasta T1 muy cercano a A3, también produce austenita acicular con plano de hábito {110}α. Si el calentamiento violento es hasta T1 muy cercano a A3, donde la sobresaturación en carbono es menor, la austenita tiende a nuclear cada vez más sobre los bordes de grano de la ferrita, siendo idiomórfica, la morfología que presenta la austenita. De igual manera, para menores sobresaturaciones, la nucleación de la austenita se facilita sobre los bordes de grano de la ferrita, para producir austenita cuya morfología es idiomórfica, siendo las facetas muy desviadas de la esferoidicidad esperada de la superficie de la interfaz. Por lo tanto, es evidente que el modo acicular de formación de la austenita puede ocurrir para una varidad de situaciones de sobresaturación, y en consecuencia, la energía libre que motoriza o dirige a la transformación es suficientemente alta; siendo baja, la correspondiente velocidad de nucleación. Una vez nucleados, los granos de austenita rápidamente chocan entre sí, para producir crecimiento hacia el interior en un modo columnar, cuya interfaz α - γ, en promedio, es paralela a la superficie nucleante. Aún cuando la interfaz avanza mediante un mecanismo de cizallamiento cooperativo, el crecimiento está controlado por la difusión del soluto intersticial, a apartir de la ferrita sobresaturada hacia la austenita que va avanzando y en consecuencia, hay que pensar que es una transformación tipo Widmanstätten, y no del tipo austenita-martensita.

7.1.3.- Formación de la Austenita en Aceros. La figura 7.4 esquematiza el proceso de transformación perlita ---> austenita para un acero de composición eutectoide, donde se muestra la distribución de carbono a través del eje horizontal a-a, como función del tiempo a una temperatura de transformación que es constante. En I, el acero está en sus condiciones iniciales, es decir, placas de cementita rodeadas de ferrita. En II, al calentar hasta una temperatura ligeramente superior a Ac1, se forman regiones de austenita

que disuelven la cementita; por lo tanto, la capa de austenita adyacente a la cementita está mas saturada en carbono. La austenita se forma a través de los procesos de nucleación-crecimiento, donde su velocidad de transformación depende de la microestructura inicial. Debido a la disolución de la cementita y a la transformación de la ferrita, la velocidad de crecimiento de la austenita debida a la ferrita es siempre mayor que la debida a la disolución de la cementita; por lo tanto, habrá un remanente de cementita dentro de la austenita después que toda la ferrita se haya transformado, como se ilustra en III. Por supuesto, las regiones de austenita adyacentes a las partículas de cementita, III, y los sitios que éstas partículas ocuparon antes de disolverse, IV, siempre son más ricas en carbono que las regiones anteriormente ocupadas por ferrita. Mediante tiempo adicional de mantenimiento o por aumento de la temperatura, con lo que se aumenta la difusión del carbono, éste elemento se homogeiniza a través de la estructura, como se muestra en V.

Fig. 7.4

Es posible ahora resumir, que la transformación perlita ---> austenita consta de tres etapas: 1).-

formación de los núcleos de austenita y su posterior crecimiento;

2).-

disolución de la cementita; y,

3).-

homogeneización de la composición de carbono en la austenita.

La austenita se forma a través de los procesos de nucleación-crecimiento, donde su velocidad de transformación depende de la microestructura inicial. La figura 7.5, es un diagrama tiempo-temperatura-transformación bajo condiciones de calentamiento continuo, donde se esquematiza el tiempo de inicio y de final de la transformación perlita ---> austenita, para varias temperaturas. La primera curva representa el inicio de la desaparición de la perlita; la segunda curva, el final de la desaparición del carburo; y la tercera curva, representa la desaparición total de los gradientes de concentración de carbono. Claramente se ve que a una mayor velocidad de calentamiento (1), mayor es la temperatura requerida para que sucedan los eventos descritos y que para temperaturas mayores a 800 °C, la velocidad de transformación es tan alta, que experimentalmente es prácticamente imposible determinar las temperaturas críticas.

Fig. 7.5. Una gran mayoría de los procesos de tratamientos térmicos en los aceros comienza por la austenización y ésta ejerce influencia sobre las propiedades mecánicas. Los productos finales de la descomposición de la austenita dependen considerablemente de su homogeneidad y de su tamaño de grano; siendo muy marcados los efectos del tamaño de grano austenítico sobre las transformaciones difusionales y adifusionales de la austenita y también sobre la templabilidad. Cuando la temperatura de austenización es baja, el material puede contener gradientes de composición química o carburos no disueltos; en consecuencia, sus efectos son los de reducir la templabilidad, lo cual significa que re requiere velocidades de enfriamiento más rápidas para formar martennsita que si la microestructura fuese austenita homogénea. En consecuencia, para estudiar la formación de austenita en los aceros comerciales, debe pensarse en función de los sitios favorables para su nucleación; los cuales fundamentalmente son tres, como se muestra en una sección plana de las colonias perlíticas en la figura 7.6. En esa figura 7.6 se observan: (1), intercaras ferrita/austenita; (2), líneas de

intersección entre las placas de cementita y las superficies de la colonia perlítica; y (3), los puntos de intercepción entre las placas de cementita y los bordes de las colonias perlíticas.

Fig. 7.6 Cuando la microestructura inicial es de ferrita-cementita esferoidizada, la austenita se nuclea sobre las uniones entre las partículas de cementita y los bordes de grano de la ferrita, para producir películas de austenita que crecen y envuelven a los carburos donde el posterior crecimiento de la austenita se sucede mediante una continua difusión de carbono a partir de los carburos disueltos hacia la envolvente de austenita que va creciendo.

7.1. 3.1.- Nucleación de la Austenita sobre Partículas de Carburo. Los factores que afectan a la velocidad de nucleación a partir de partículas de carburo son: distribución de partículas, temperatura, sobresaturación y coherencia. La distribución de carburos es el factor menos preponderante; sin embargo, el espaciado entre partículas si tiene sus efectos. Para espaciados interlaminares de carburo entre 12 y 15

µm, no permite

que la austenita formada choque entre sí. Para espaciados entre 2 y 3 µm, la velocidad de nucleación es baja y produce modos diversos de formación de austenita. Si la austenita crece lo suficientemente rápido para encapsular a los carburos, la posterior nucleación disminuye y entonces, el carburo se disuelve en ella sin producir ningún efecto obvio sobre el tamaño de grano austenítico. Cuando la velocidad de nucleación es apreciable, como es el caso de la nucleación de austenita sobre los bordes de grano de la ferrita, los carburos distribuidos en el interior de los granos de ferrita tienen poco efecto sobre el tamaño de grano austenítico. La austenita cuando se forma a partir de martensita, que es acicular, no necesariamente adquiere la morfología acicular. En aceros de baja aleación de bajo carbono cuya microestructura es bainítica o martensítica, la austenita se forma en dos morfologías, acicular y globular. La austenita acicular está promovida por una morfología inicial acicular, por baja temperatura de austenización y baja velocidad de calentamiento. Los sitios preferenciales de

nucleación son los bordes de los listones y los previos bordes de grano austeníticos. Estos núcleos transicionales aciculares crecen rápidamente y eventualmente coalescen para formar morfologías globulares. La austenita globular puede directamente aparecer si se promueven las condiciones opuestas a las mencionadas con anterioridad. El mecanismo de formación de austenita a partir de estas estructuras tiende también aestar controlada por difusión y está unida a una fina dispersión de partículas de carburo. Si hay muchas partículas de carburo sobre los bordes de grano de la ferrita y como además, los borde α − α son potenciales centros nucleantes, el efecto es complejo y la microestructura dependerá tanto de la presencia de elementos aleantes, como de las energías libres disponibles; ésto, debido a que el crecimiento de la austenita está controlado por difusión, decreciendo con el contenido de impurezas en los aceros al carbono. Al suponer que más de una partícula de carburo por grano de ferrita nuclea austenita y que durante el posterior enfriamiento, cada grano de austenita produce uno o más granos de ferrita, es posible pensar que debe generarse un progresivo refinamiento del grano ferrítico. Sin embargo, hay saturación después de dos a cuatro ciclos, en el rango ASTM 12 a 17, donde el tamaño de grano austenítico no puede ser posteriormente refinado. Esto, se cree es debido a que los carburos cuyo diámetro es mayor a 1 mm, presumiblemente no conducen a tamaños de grano ultrafinos; pero los carburos cuando tienen diámetros de pocos centenares de angstroms, son muy eficientes partículas nucleantes. Bajo condiciones normales de formación de austenita a partir de los agregados ferrita-carburo, a temperaturas donde el crecimiento del grano es razonablemente bajo, la composición de la ferrita es virtualmente independiente del número y del tamaño de los carburos; la transformación a austenita no puede ser adifusional por cizallamiento, sino que es más bien por nucleación y crecimiento incoherentes.

7.1.3.2.- Efecto de la Coherencia y de la Composición de los Carburos sobre la velocidad de nucleación de la austenita. Aún cuando la teoría de nucleación de una tercera fase a partir de una mezcla de fases no ha sido desarrollada totalmente, es posible y confiable aplicar cualitativamente las ideas utilizadas en la transformación sólido-sólido de dos fases. De los tres factores: cambio de energía libre por unidad de volumen; energía superficial; y energía de deformación, el análisis se hará así : a).- El cambio de energía libre por unidad de volumen, depende de la composición y se hace máximo cuando se presenta como en la figura 7.7, donde se esquematizan las probables condiciones para la nucleación de la austenita

a partir de un agregado de ferrita-carburo, donde a menos que la energíasuperficial sea muy fuertemente dependiente de la composición, es la efectiva situación de los aceros al carbono. Para aceros que contienen otros elementos que en general, difunden más lentamente, la situación es bastante más compleja y el cambio en la energía libre no será el máximo posible, ya que la relación (XFe/Xx) es probablemente la restricción más operativa. Sin embargo, hay que recordar que ΔGv afecta de manera exponencial: 2

exp{- K/(ΔGv) } y que sus posibles efectos pueden ser muy grandes, aún cuando haya sido imposible calcularlos con precisión.

Fig. 7.7.

Fig. 7.8.

b).-

El incremento neto de la energía superficial, para un volumen dado de austenita, que obviamente depende de la geometría, se esquematiza en la figura 7.8 donde se muestran las probables geometrías de nucleación de la austenita, a partir de la ferrita y de la cementita. Las situaciones más favorables son: (c), (d) y (e), especialmente si:

(σα−γ / σα-Fe3C ) < 1

o

(σα−γ / σα-α ) < 1

La (c) es la geometría más conocida, y la (d) y la (e) son muy comunes. La adición de elementos aleantes puede, eventualmente, proveer coherencia con los carburos y por lo tanto, reducir σα-Fe3C lo cual ayuda a suprimir los casos (a) y (b).

7.1.3.3.- Factores que contribuyen con la velocidad de crecimiento de la Austenita, antes de que los granos choquen entre sí. Como los tamaños de grano más finos serán producidos por un gran número de núcleos de austenita por unidad de volumen, es decir, por la existencia de muchas partículas finas de carburo donde haya oportunidad de nucleación de la austenita antes de ser encapsuladas, el lograr un suficiente tiempo para que esto suceda obviamente es posible mediante una baja velocidad de crecimiento de la austenita, y los factores que la afectan son: a).- Efectos Difusionales. Si suponemos que existe una partícula esférica de carburo de radio, ro, alrededor de la cual se nuclea una capa uniforme de austenita, después de un período de incubación, to, esta capa disuelve carbono a partir del carburo, y a medida que ese carbono difunde, la ferrita es consumida. La figura 7.9, esquematiza la distribución de carbono a lo largo del radio de la partícula esférica; Cc , Cα, C1 y C2, están dados por el diagrama de fase. Experimentalmente se ha encontrado que los coeficientes de difusión son apreciablemente menores a los predichos teóricamente y se cree que es la distribución e interacción de otros soluto que reducen el gradiente de difusión en la austenita; siendo éste, el factor que afecta a la actividad del carbono en la interfaz carburo-austenita.

b).- Efecto de los elementos aleantes. Cuando al hierro se le añaden elementos aleantes en cantidades de aproximadamente un uno por ciento atómico, el modelo de crecimiento cambia de una manera más o menos sistemática. Elementos como Ni, Co, Mn y Mo, producen pocos cambios en el modelo de crecimiento de la austenita. Adiciones de V, Ti, Cr, Si y Al, notablemente decrecen la velocidad de crecimiento del aro de austenita, generándose una interfaz muy áspera, donde hay considerable penetración de austenita hacia los bordes de grano de la ferrita que están delante del aro donde lateralmente se dispersan; se cree, que esto se debe a la barrera, que al crecimiento, ofrecen las partículas de precipitado aún no disuelto.

Fig. 7.9

7.1.3.4.- Crecimiento de los granos de Austenita después de chocar entre sí. Tan pronto como los granos de austenita chocan entre sí, a pesar de que la fuerza motora para migración de los bordes se reduce en uno a dos órdenes de magnitud, sucede el proceso normal de engrosamiento o embastecimiento del grano austenítico; sin embargo, esto puede verse reducido por el efectivo entrabamiento ocasionado por las partículas dispersas. Las teorías de migración de los bordes son complejas y los modelos cuantitativos prácticamente no toman en cuenta el efecto de anclaje que ejercen las partículas de segundas fase; sin embargo, el efecto de una resistencia al avance sobre el borde, es probable que origine la necesidad de absorber átomos de impureza que son arrastrados y se encuentra cierto grado de acuerdo con la experimentación. Para aceros de bajo contenido de carbono y a temperaturas de austenización entre 975 oC y 1075 oC, las medidas experimentales dan un valor promedio, para la velocidad de migración de los bordes de grano austenítico, de 0,002 µm/seg; operándose un mecanismo, donde los bordes a menudo se mueven rápidamente hasta una posición local metaestable, donde permanecen virtualmente inmóviles hasta tanto no hay reajustes a una cierta distancia, que ocasione otra onda de equilibrio sobre las esquinas de grano.

7.2.- TRANSFORMACIONES BAINÍTICAS. Hay mucha controversia sobre las características de la transformación bainítica, especialmente debido a que inicialmente el término bainita fue usado para designar un nuevo producto de transformación en aceros al carbono. Productos de reacción tanto en aleaciones ferrosas como no-ferrosas comunmente referidos como bainitas algunas veces requieren difusión sustitucional de largo alcance para producir fases de composición distinta a la fase madre, siendo estas reacciones controladas ya sea por difusión de soluto como por la movilidad de la interfaz. Todas las bainitas tienen en común que provienen de transformaciones donde al menos hay un carácter parcialmente militar y en donde existe un efecto de liberación de deformación plana sobre su superficie cuando la transformación se sucede sobre una superficie pre-pulida. En los aceros, la bainita se produce a temperaturas menores a las cuales la perlita deja de crecer y por encima de la cual hay formación de martensita. Sobre la curva Tiempo-Temperatura-Transformación, ella se produce debajo de la naríz de la curva C. Las curvas C de los aceros al carbono son el resultado de una superposición coincidente de dos curvas C; una de la perlita y otra de la bainita, figura 7.10. Estructuras completamente bainíticas se pueden obtener al templar desde la fase γ hasta temperaturas menores a la temperatura de la naríz y mediante aleantes, permitiendo que haya transformación isotérmica.

Fig. 7.10.

Fig. 7.11 Cuando se añaden elementos aleantes al acero, producen un efecto separador como el esquematizado en la figura 7.11, donde hay desplazamiento pero aún persiste el solapamiento; también puede suceder como se muestra en la figura 7.12, donde hay desplazamiento pero no superposición. En ambos casos, la existencia de curvas separadas para la perlita, P, y la bainita, B, prueba que hay distintos procesos de nucleación y de crecimiento para obtener esos dos diferentes tipos de productos.

Fig. 7.12. Hay dos aspectos muy importantes de la transformación bainítica en aceros que son: el primero es que la temperatura de inicio de la formación de la bainita, BS por encima de la cual no hay transformación a bainita, está muy bien definida y en función de la composición del acero es: B S (ºC) = 830 - 270(w/oC) - 90(w/oMn) - 37(w/oNi) - 70(w/oCr) - 83(w/oMo); el segundo es que existe un amplio rango de temperatura, aproximadamente de 150 °C en que el proceso, que depende de la temperatura y del tiempo, no se completa aún cuando pasen varios meses; sin embargo la austenita residual, durante el enfriamiento hasta la temperatura ambiente, se puede transformar.

En los aceros hay dos clases de bainita que se producen en un amplio rango de temperaturas, entre 250 y 550 ºC. En esta región los agregados finos de ferrita y cementita en forma de listones, poseen algunas de las propiedades de reacciones a altas temperaturas, que involucran tanto a la ferrita como a la perlita y aún posee algunas de las características de la martensita. Estas dos clases diferentes de bainita, que dependen de la temperatura de transformación son: 1) Bainita Superior y 2) Bainita Inferior, como se muestran en la figura 7.13.

Fig. 7.13

Fig. 7.14 La bainita

Fig. 7.15

superior se forma en el rango de temperaturas entre 400 y 550 ºC, cuando la difusividad del carbono es

suficiente para que haya distribución entre la ferrita y la austenita. La micromorfología de la bainita superior es función del porcentaje de carbono en el acero. Para aceros de bajo contenido de carbono (< 0,3

w

/oC) la primera etapa de

transformación de la austenita involucra la formación de unos listones de ferrita (α-lath) que es muy parecida a la αWidmanstätten, como se muestra en la réplica a 15.000 x de la figura 7.14 para un acero de 0,1

w

/oC. Esos listones de

ferrita se pueden nuclear ya sea en los bordes de austenita o dentro de esos granos de γ, como producto de una

transformación por cizallamiento, donde en la figura 7.15 se ve la superficie a 750 x a través de microscopía óptica para un acero de 0,1 % C. Frecuentemente se observa un fenómeno cooperativo de transformación en aceros de mayor contenido de carbono, donde la nucleación de los listones de ferrita es rápida lado a lado mediante un efecto de nucleación benévola, para formar hojas de listones paralelos, como se muestra en la réplica a 3.000 x de la figura 7.16 para un acero de 0,2 w/oC. A medida que crecen los listones de ferrita, el carbono difunde lejos de la intercara austenita-ferrita, para producir enriquecimiento de carbono, cuyo efecto se evidencia en la réplica a 15.000 x de la figura 7.17 para el acero de 0,1 % C.

Fig. 7.16

Fig. 7.17

En esta figura 7.17 el contenido de carbono de la austenita que rodea a la ferrita se ha enriquecido localmente en carbono y ha cambiado la temperatura local MS a un valor menor, de manera que al templar, la formación de martensita paralizó la transformación austenita-bainita. Hay una relación de orientación tipo Kurdyumov-Sachs (KS) entre la ferrita y la austenita, sucediéndose la transformación de una manera militar lo que implica marcas superficiales de deformación. Las relaciones de orientación tipo Kurdyumov-Sachs que presentan los listones de ferrita bainítica, son menos precisas a medida que la temperatura de transformación desciende. En ella, los listones se han designado como (KS)1 y (KS)2. La γ remanente entre las regiones de listones-α se sobresatura para nuclear carburo, como se esquematiza en la figura 7.18. La morfología de la cementita formada en los bordes de los listones depende del contenido de carbono en el acero.

Cuando se completa la transformación la microestructura consite de una matríz ferrítica con carburos en los subbordes. A temperaturas menores de transformación o a mayores contenidos de carbono, son más estrechos los listones de ferrita donde la densidad de dislocaciones de los listones aumenta al disminuir la temperatura de transformación; sin embargo, para las más altas temperaturas de transformación, la densidad de dislocaciones es mayor que para la ferrita Widmanstätten. Los listones de bainita tienen un ancho de aproximadamente 0,5 µm y están ligeramente desorientados unos con respecto a los otros. Al aumentar el contenido de carbono, los carburos forman filamentos más continuos en los subbordes.

Fig. 7.18. Para un contenido de carbono medio y alto (> 0,4 w/o), el mecanismo de crecimiento es un poco distinto. El incremento en carbono facilita la nucleación de Fe3C y la secuencia ahora es alternada nucleación de ferrita y listones de carburo como se muestra en la figura 7.19; las partículas de Fe3C se nuclean en la interfaz α − γ . Este tipo de estructura se le llama bainita

en plumas (feathery) especialmente cuando se nuclea en los bordes de grano.

Fig. 7.19 La cristalografía de la transformación austenita a bainita superior establece relaciones de orientación del tipo (K-S) entre γ y α así:

{111}γ // {101}α y <110>γ // <111>α y entre la Fe3C y γ es del tipo Pitsch: (010)Fe3C // (110)γ y [100]Fe3C // <111>γ.

Bainita Inferior, se forma entre los 250 y 400 °C, donde las subunidades de ferrita bainítica son de aproximadamente 0,5 micras de ancho, desorientadas unas con respecto a las otras que poseen una mayor densidad de dislocaciones que la bainita superior, pero menos densas que la martensita. El carburo precipitado dentro de los listones de la ferrita bainítica, crece en forma de rodillos y puede ser cementita o carburo-ε, lo cual depende de la temperartura de transformación y de la composición del acero. Para la Bainita Inferior el mecanismo de formación y la morfología son relativamente independientes del contenido de carbono y la temperatura a la cual cambia la transformación de bainita superior a bainita inferior es función del contenido de carbono como se muestran en la figura 7.20. Se observa que la temperatura donde la bainita superior es reemplazada por la bainita inferior aumenta al aumentar el contenido de carbono hasta 0,5 w/oC donde se produce un brusco descenso hasta hacerse casi constante a partir de 0,7

w

/oC. Por supuesto, la extrapolación de Acm sustenta que se debe a

sobresaturación de α con respecto a Fe3C debido a que la velocidad de difusión de carbono es tan baja que no se puede alejar del frente bainítico que va creciendo, esto implica que tiene que precipitar tanto α sobresaturada como Fe3C para que el crecimiento continúe.

Fig. 7.20. La primera etapa en la formación de bainita inferior es la nucleación de una placa de α en la γ. Debido a la disminución en la difusividad del carbono en el rango de temperaturas donde se forma la bainita inferior, las placas de α son muy delgadas y la acumulación de carbono delante de la interfaz α-γ precipita Fe3C, como se indica en la figura 7.21, lo cual conduce a relaciones de orientación entre α y Fe3C [010]Fe3C // {111}α cuyo plano de hábito puede ser (001)Fe3C // (110)α. La bainita inferior es también una transformación parcialmente militar y se cree que las partículas de Fe3C se nuclean en las intersecciones de los planos de cizallamiento {101}α y la interfaz γ - bainita.

Fig. 7.21.

Fig. 7.22 Las transformaciones bainíticas también se presentan en el sistema Cu-Zn en los latones β bcc que contienen entre 38 y 44

w

/o Zn, figura 7.22. Al templar la fase β hasta temperaturas menores a la línea de solvus [β - (α + β)] hay

posibilidades de producir varias transformaciones: a mayores temperaturas se produce un arreglo de rodillos Widmanstätten de α-fcc en la β; a mayores subenfriamientos el producto es en forma de placas cuya transformación es de carácter bainítico y a temperaturas menores a la temperatura ambiente, la β es martensítica.

7.3.- TRANSFORMACIONES MARTENSÍTICAS. 7.3.1.- Características Generales. Se denomina martensita a todo cambio de fase sin difusión cuya transformación es del tipo militar. Las reacciones martensíticas son procesos de nucleación y crecimiento donde la barrera para nucleación es muy grande, por lo que las transformaciones martensíticas necesitan muy grandes subenfriamientos, ΔT; sin embargo, la barrera para crecimiento es prácticamente cero estando su velocidad de crecimiento en valores muy cercanos a la velocidad del sonido en el sólido. La velocidad a la cual se sucede la nucleación de la martensita se denomina temperatura MS. Como las reacciones son del tipo militar, hay siempre relaciones de orientación cristalográfica preferencial entre la fase madre y la producto, lo que implica que los bordes de interfase sean siempre semi-coherentes. Hay dos aspectos diferentes en las transformaciones martensíticas que son: 1).-

cinético y termodinámico y

2).-

factores geométrico y cristalográfico. Hasta ahora ha sido muy dificil unir en conjunto los factores termodinámicos, cinéticos y cristalográficos, debido a problemas teóricos y a dificultades experimentales que son muy variadas.

Las caracterísicas esenciales de todas las transformaciones martensíticas son: a).-

las reacciones son de desplazamiento que generan una deformación plana invariante;

b).-

no se requiere de difusión atómica de largo alcance, por lo que la martensita producida posee la misma composición que la fase madre;

c).-

en materiales policristalinos, los cambios macroscópicos de forma se ven restringidos mecánicamente por la rigidéz de la matriz que rodea a la martensita. Por lo tanto, las regiones transformadas martensíticamente se encuentran severamente restringidas en tamaño a consecuencia de las enormes cantidades de energía de deformación que induce el cambio de forma sobre la fase matriz. Como la energía de deformación es mínima para partículas en forma de disco, la fase martensita normalmente adopta la forma lenticular delgada lo cual da origen a que en dos dimensiones se observen placas lenticulares tendiendo a acicular;

d).-

normalmente la interfaz matriz-producto es planar en donde el plano de hábito de la transformación es de bajos índices y se establecen relaciones precisas de orientación cristalográfica entre los retículos, los cuales son específicos y tienden a una correspondencia reticular del tipo: [h k l]matriz corresponde a [h´k´l´]transformada. Para aceros:

<101>γ // <111>α y {111}γ // {011}α.

Conocida como relación de Kurdyumov-Sacks donde el ángulo de cizallamiento (ángulo de codo) es aproximadamente igual: 6o a 8o. Los lentes de martensita en aceros, figura 7.23 normalmente se nuclean en el interior de la fase madre, y a lo largo de planos cristalográficos específicos de ella. El crecimiento es lateral a partir de intercaras semicoherentes, mediante movimiento de dislocaciones de la interfaz, mientras que la placa de martensita, α', se extiende lateralmente hasta que su periferia encuentre un obstáculo, que puede ser un borde de grano u otra placa. El engrosamiento de la martensita sucede después que se ha paralizado su crecimiento lateral.

Fig. 7.23 El tamaño promedio de cada lente de martensita disminuye a medida que la cantidad de martensita aumenta hasta que al final, los volúmenes de fase no transformada son tan pequeños y tan altamente deformados que suspenden la transformación lo que implica que es posible no alcanzar 100% de transformación.

Fig. 7.24. La figura 7.24 muestra la variación de la temperatura de transformación a martensita como función de la temperatura, e independiente del tiempo. En ella, la temperatura a la cual se forma la martensita al enfriar es MS y la temperatura a la

cual finaliza es Mf ; se incluye también la temperatura a la cual se paraliza la transformación de la fase madre. La temperatura To´ corresponde a la del equilibrio termodinámico entre las fases madre y la transformada. La martensita sólo se puede obtener mediante temple a grandes subenfriamientos y la transformación ocurre virtualmente de manera instantánea. Una vez que se alcanza Mf no existe fase madre por transformar. Este tipo de reacción se le llama atérmica debido a que la cantidad transformada es verdaderamente atérmica (independiente de la temperatura) y depende de la velocidad del movimiento de la interfaz. La cristalografía de las transformaciones martensíticas requiere de una correspondencia reticular entre las fases madre y producto, además de la presencia de un plano de hábito que ni se distorsiona ni se rota. Cuando esas dos condiciones se cumplen mediante deformación homogénea del retículo junto a cizallamiento simple mediante deslizamiento o maclaje en la martensita, se genera deformación reticular, y si se produce una pequeña rotación del cuerpo rígido, se dice que hay deformación invariante reticular.

7.3.2.- Martensita en Aceros. Se describe mediante la reacción: γ(fcc) ---> α' (bcc). Los átomos de carbono en la austenita ocupan algunos de los sitios octahédricos de la estructura fcc. Durante la transformación martensítica los átomos de carbono permanecen en su sitio y son los átomos de Fe los que se reacomodan, figura 7.25, denominada Distorsión de Bain.

Fig. 7.25.

La figura 7.26 muestra cómo aumenta la tetragonalidad de la martensita al aumentar el contenido de carbono en el acero. Claramente se ven las variaciones, con el aumento del contenido de carbono en los aceros al carbono, tanto del parámetro "ao" de la austenita como de los parámetros "a" y "c" de la martensita que es una solución sólida sobresaturada en carbono que tiene una estructura tetragonal centrada en el cuerpo, bct. La relación (c/a), denominada

tetragonalidad de la martensita, cumple la expresión:

(c/a) = 1 + 0,045 (w/oC), implicando que cuando

el contenido de carbono es cero, la estructura es bcc de ferrita libre de distorsión. Las relaciones de orientación son las de Kurdyumov-Sachs: <101>γ // <111>α´ y {111}γ // {011}α´ recordando que α' es bct. El plano de hábito, sin embargo, muestra una considerable dispersión alrededor de {259}γ y de {225}γ, debido a razones desconocidas. La figura 7.27 presenta de manera esquemática un lente de martensita en los aceros.

Fig. 7.26.

Fig. 7.27 La figura 7.28 muestra las variaciones de las temperaturas de inicio y de final de transformación de austenita a martensita como función del contenido de carbono para los aceros al carbono. La temperatura de inicio de transformación martensítica en aceros, se puede determinar en función de los elementos aleantes de acuerdo a la expresión: MS (°C) = 539 - 423 w/oC - 30 w/oMn - 17,7 w/oNi -12,1 w/oCr -7,5 w/oMo. La martensita en los aceros presenta básicamente dos morfologías muy diferentes, denominadas

martensita en

lajas o listones (lath-martensite) y martensita en placas (plate-martensite), como se muestra en la figura 7.29 a y b, respectivamente.

Fig. 7.28

Fig. 7.29 La martensita en lajas o en listones es predominante en aceros de contenido de carbono menor a 0,6

w

/o y para mayores

contenidos, la microestructura predominante es la martensita en placas. Cuando a la martensita en lajas se le observa a aumentos entre 500 y 1000, su estructura es fina y de apariencia cubierta de peluza (fuzzy), figura 7.29 a, haciéndose imposible de resolverla al microscopio óptico. Las más pequeñas unidades estructurales de martensita en lajas que se definen con claridad, se les denomina paquetes o bloques, los cuales aparecen en forma de tiras paralelas, que presentan inclinaciones sobre las superficies prepulidas. La microscopía electrónica de transmisión demuestra que cada paquete consiste de bloques parecidos a subgranos paralelos que poseen unas pequeñas diferencias en orientación unos respecto a otros. Esos subgranos delgados y paralelos dentro de los bloques tienen la forma de listones, es decir, de placas largas y delgadas parecidas a las hojas de las cortadoras de grama. El espesor de los listones o lajas de martensita varían entre 0,1 µ m a varias µ m, cuyo promedio es 0,2 µ m. Cada laja individual contiene una densidad de dislocaciones 12

extremadamente grande, del orden de 0,5 x 10

2

dislocaciones/cm . En algunas lajas, se observa una microestructura

muy fina e intermamente maclada, típica de la martensita en placas. Otra característica de la martensita en listones que la diferencia de la martensita en placas en los aceros al carbono son: el plano de hábito de la martensita en listones está cercano a {111}, mientras que el plano de hábito de las placas puede ser cualquiera de estas dos familias de planos {225} o {259}; la estructura cristalina de la martensita en lajas es cúbica centrada en el cuerpo, bcc, mientras que la martensita en placas es tetragonal centrada en el cuerpo, bct. La morfología de la martensita en placas normalmente es muy distinta, porque las placas individuales no están situadas en forma de montones adyacentes y paralelos como la martensita en listones; más bien esas placas, son más largas y más anchas donde después del ataque químico generalmente permite observar una línea muy fina que va muy recta por el centro de cada placa, denominada vena central. Hay evidencias que esas venas centrales son las primeras que se forman en las placas, donde hay pequeñas diferencias en la subestructura maclada en la región de las venas; este hecho, produce diferencias en su carácter de respuesta al ataque químico.

La manera cómo se forman esos dos tipos de martensitas ferrosas es muy diferente. La formación de la martensita en listones se caracteriza por el crecimiento de lajas adyacentes paralelas, donde un grupo de lajas ocasionalmente crecen simultáneamente de manera cooperativa como un arreglo y en ocasiones crecen por sucesivas nucleaciones y crecimientos de manera paralela a las primeras lajas. En consecuencia, los listones de martensita tienen una formación casi paralela y tamaño relativamente uniforme dentro de los paquetes. En la martensita en placas, las primeras placas formadas crecen a través de todos los granos de austenita; donde las placas adicionales se forman entre la austenita remanete mediante nucleación y crecimiento entre las ya formadas y los bordes de grano. A medida que la austenita es separada por las placas de martensita, esas regiones austeníticas son cada vez de menores tamaños y las placas formadas en su interior también lo son; por lo tanto, en la martensita en placas, esas placas son no paralelas y tienen muy grandes diferencias en tamaños. Las morfologías de muchas de las martensitas no-ferrosas son muy similares a las de la martensita en forma de placas de las aleaciones ferrosas; sin embargo, en numerosas aleaciones no-ferrosas tiene apariencia de bandas paralelas, donde esas bandas tienen una subestructura que consiste de regiones paralelas macladas, donde tanto las bandas como las maclas son lo suficientemente grandes para ser resueltas mediante la microscopía óptica. Sin embargo, en las cercanías de la intercara martensita-fase matriz, las maclas son un poco mas finas; por lo tanto, esta martensita bandeada es de apariencioa similar a la martensita en listones de las aleaciones ferrosas, excepto en que la escala de la martensita bandeada es mucho mas gruesa o basta que la en listones y que es maclada y no de subestructura de dislocaciones como la en listones. La componente cizallante en la martensita bandeada, generalmente es menor al comparársele con las martensitas en listones y en placas; de donde es aparente que, un espaciado entre los paquetes de maclas mas amplio, la intercara puede acomodar un menor cambio en forma.

7.3.3.- Estabilización de la Austenita. Estabilizar la fase inicial, indica que hay la tendencia a hacer la martensita menos transformable, lo cual puede hacerse mediante efectos térmicos y mecánicos. La estabilización de la austenita, denominada simplemente estabilización puede ser observada cuando al enfriar (calentar) y paralizar temporalmente el proceso a una temperatura Tar dentro del rango (MS – Mf ) y mantenerlo durante un cierto tiempo, se aprecia que al reiniciar el proceso de enfriamiento a esa temperatura la transformación no se inicia inmediatamente, sino que sucede después que la austenita se ha subenfriado a una cierta temperatura, MS'; esto también sucede al calentar la martensita, figura 7.30. A ese fenómeno se le llama estabilización y ha sido observado tanto en martensitas ferrosas como en no-ferrosas. La cantidad de martensita así transformada es menor que la producida mediante enfriamiento continuo.

El efecto estabilizador siempre se determina en función de la histéresis de temperatura a la cual se interrumpe, ΔT = (Tar – MS'). Como se ve en la figura 7.30 si después de hecho esto, se calienta, a la temperatura de unicio de la transformación a austenita, AS > MS se iniciará la transformación α´ ---> γ y se observará el fenómeno de histéresis.

Fig. 7.30. El grado de estabilización de la austenita depende de la temperatura, Tar, a la cual se interrumpe el proceso de enfriamiento y del tiempo durante el cual se mantiene a esta temperatura. El proceso de estabilización de la austenita es complicado, probablemente debido a que en los diferentes intervalos de temperatura intervienen diferentes mecanismos de estabilización. La importancia de la estabilización térmica de la austenita es que ha sido observada en aceros, donde hay pequeñas concentraciones de elementos intersticiales; por lo tanto, las modernas explicaciones sobre este fenómeno se tratan de explicar en base a que la segregación de los elementos intersticiales en los potenciales centros de nucleación es el factor decisivo.

7.3.4.- Creación de Esfuerzos Térmicos durante el Enfriamiento. La transformación de austenita en perlita o en martensita está acompañada por una expansión del acero y una liberación de energía térmica, cuyas temperaturas críticas pueden determinarse al medir los cambios dimensionales con la temperatura usando un dilatómetro o mediante curvas de análisis térmico. La formación de esfuerzos térmicos causados por contracción térmica al templar la austenita, se puede visualizar en la figura 7.31. En ella, se han dibujado las cuevas de enfriamiento tanto para el centro de la pieza como para la zona cercana a la superficie de extracción de calor, para una muestra cilíndrica de 100 mm de diámetro.

Fig. 7.31 Al inicio del enfriamiento, la temperatura de la superficie "S" decae mucho más rápidoque la temperatura del centro de la pieza "C"; ocurriendo la máxima diferencia a un tiempo de enfriamiento indicado por W. En este instante, la contracción térmica de la superficie es de aproximadamente 0,5% al comparársela con el centro que está sin transformar. Sin embargo, esta contracción no puede suceder por verse impedida por el resto de la sección transversal; en consecuencia, en la superficie se crean esfuerzos de tracción y en el centro se crean esfuerzos de compresión, como se indica en la parte de abajo de la figura 7.31 donde en el lado izquierdo se presenta el diagrama de esfuerzos longitudinales. Si todos eso esfuerzos pueden ser absorbidos elásticamente, los esfuerzos de tensión creados aumentarán hasta el punto "a", que corresponde al punto "W" del diagrama de las curvas de enfriamiento; posteriormente, hay un decrecimiento hasta cero cuando todas las porciones de la sección transversal tengan exactamente la misma temperatura. Sin embargo, los esfuerzos permisibles no pueden alcanzar el límite elástico en caliente, porque al alcanzarse este valor se inicia la deformación plástica. Como resultado de este proceso, el centro de la pieza se contraerá y los esfuerzos seguirán la curva "b" donde una reversión de los esfuerzos ocurrirá en el punto "u"; cuyo último suceso, se muestra en la zona inferior derecha de la figura 7.31, dando como resultado esfuerzos residuales con signo opuesto, es decir. compresión en la superficie y tensión en el centro de la pieza.

7.4.- REVENIDO EN LOS ACEROS AL CARBONO. En condición de estructura martensítica en los aceros, ellos prácticamente no tienen uso industrial por su inherente fragilidad intrínseca de la martensita y también por los esfuerzos internos que acompañan a la formación de ella. Para hacerlos industrialmente aplicables, es necesario hacerles un tratamiento térmico de calentamiento hasta temperaturas

menores a A1, denominado revenido, lo cual conduce a los efectos simultáneos de aumentar la resistencia y de reducción en la ductilidad, como se muestra en la figura 7.32, para aceros martensíticos revenidos cuyas durezas se han incrementado con el contenido de carbono. En esta figura 7.32 también se observa que en aceros, la dureza y la resistencia son sinónimas. La naturaleza de los cambios estructurales que se suceden al hacer el revenido de los aceros al carbono es una función de la temperatura y del tiempo de revenido junto al contenido de carbono en ellos; ya que aún a temperatura ambiente, hay tendencia de la martensita a descomponerse en sus constituyentes. Esos cambios estructurales pueden medirse mediante técnicas metalográficas, análisis de difracción de rayos-X y dilatometría.

Fig. 7.32 El primer cambio estructural que sucede es la segregación del carbono en los cristales de martensita, lo cual puede suceder de dos maneras: a).-

mediante formación de atmósferas de impurezas sobre los defectos reticulares de la martensita, α´, debido a que los átomos de carbono son atraídos elásticamente hacia las dislocaciones, lo cual puede suceder inmediatamente después del temple o durante el temple desde Ms hasta la temperatura ambiente.

b).-

mediante formación de racimos de átomos de carbono, los que pueden formarse a temperatura ambiente a lo largo de los planos {100} de la fase α´ y a lo largo de {112} de los planos maclados de las placas de martensita; esos racimos pueden crecer al aumentar la temperatura hasta aproximadamente 100o C.

Otro cambio estructural es la Precipitación de Carburos Intermedios a partir de la martensita. A aproximadamente 100o C se detecta el carburo épsilon, ε, que es metaestable, de estructura hexagonal compacta y de composición Fe2.4C. Para aceros cuyos contenidos en carbono sean menores a 0,2 w/o, se inhibe la precipitación del carburo-ε, debido a que los

átomos de carbono están en las dislocaciones. Este carburo-ε precipita como estrechas lajas o agujas cuyas orientaciones con relación a la matriz, relación de Jack, son: (101)α´ //(1011)ε; (011)α´ //(0001)ε y [111]α´ // [1210]ε en donde, mediante medidas de rayos-X indican que los espaciados reticulares del (101)α´

y (1011)ε dan coherencia

reticular de 0,5%, lo que implica que la interfaz es coherente. Al aumentar la temperatura o el tiempo, las partículas de carburo-ε se engruesan o embastecen y hay acumulación de deformaciones elásticas en los bordes con α´ por lo que el borde es semicoherente. El hecho de que se forme el carburo intermedio ε en lugar del más estable Fe3C se puede explicar mediante el hecho de que el ajuste reticular en los bordes entre α´ y ε es mejor, por lo tanto la energía superficial en los bordes es menor que σα´-Fe3C. A temperaturas entre 200o C y 300o C, se forma en aceros de alto carbono sobre la martensita maclada, un carburo de estructura cristalina monoclínica, de composición Fe5C 2 denominado carburo Hägg o carburo-χ (chi). Hay dudas sobre si el carburo-χ se forma durante el revenido de los aceros de bajo contenido de carbono. Cuando se hace revenido de los aceros entre 255o C y 700o C, se forma cementita, Fe3C, de estructura cristalina ortorómbica. La forma inicial es en agujas, ya sea cuando se hace el revenido entre 200 a 300o C o cuando se forman durante el temple de grandes secciones de acero. Entre 400o C y 600o C los carburos en listones (lath) coalescen para formar

esferoidita. La cementita, Fe3C, es una

fase más estable que los carburos intermedios y posee energía libre de volumen y junto a la reducción en el porcentaje de carbono por la descomposición de la martensita al aumentar la temperatura de revenido, produce cambios en las distancias interplanares, por lo que el retículo α´ se ajusta mejor al retículo de la Fe3C que a la de los carburos intermedios, como se muestra en la figura 7.33, donde se presenta las variaciones de los parámetros "a" y "c", así como también la relación axial de la martensita como función de la temperatura de revenido. De este modo, la ganancia en energías superficial y de volumen por efecto de una mayor temperatura de revenido, hace que sea preferencial la nucleación y el crecimiento de la Fe3C. Entre 600o C y 700o C la esferoidita se engruesa o embastece debido a que la fuerza motora para coalescer es la reducción de la energía superficial de la cementita dentro de la ferrita. Todo este proceso se visualiza en la figura 7.34, donde se presentan las variaciones de dureza con relación a la temperatura de revenido; para el acero cuyo contenido es 0,18

w

/o de carbono, el aumento de dureza en el intervalo de

temperaturas ambiente-100º C es atribuído al endurecimiento de la martensita por la presencia de carburo-ε.

Fig. 7.33

Fig. 7.34

Una tercera reacción sólido-sólido muy importante en el proceso de revenido de un acero al carbono es la Descomposición de la Austenita Retenida que está presente a mayores contenidos de carbono de 0,4 w/o; por lo tanto, es de primordial importancia en los aceros de contenidos medio y alto en carbono. La austenita se descompone activamente a las temperaturas de revenido entre 200o C y 300o C para producir bainita, que es una mezcla de solución sólida de ferrita y placas de cementita o carburo ε.

Una cuarta reacción importante en el revenido es la Recuperación y la Recristalización de la Matriz de Ferrita, lo cual incluye la reducción del contenido de carbono en la solución sólida α y los cambios en subestructura y en la microestructura. Es muy difícil determinar cuándo se inicia la recuperación de los defectos estructurales en la martensita; sin embargo, esos defectos estructurales afectan al proceso de recuperación a temperaturas mayores a 400o C, lo cual se ve retardado por la precipitación de partículas de carburo que encierran o bloquean a las dislocaciones, a los arreglos de dislocaciones y a los bordes de gran ángulo. Ese bloqueo es menos pronunciado en aceros de bajo contenido de carbono. Los cambios en la estructura de las dislocaciones empieza a aproximadamente 400o C y durante el proceso de recuperación, los bordes de celdas y las dislocaciones al azar se anulan entre sí para dar una estructura de grano fino. La formación de núcleos de fase α recristalizada y su desarrollo en granos recristalizados, equivalente a la recristalización primaria en los aceros deformados en frío, no se ha observado nunca a pesar de la existencia de una muy alta densidad de dislocaciones; lo que sucede es que a aproximadamente 400o C y grandes tiempos, la martensita recuperada recristaliza y produce una estructura de ferrita equiaxial donde están embebidas grandes partículas de cementita esferoidal.

7.5.- EFECTO DE LOS ELEMENTOS ALEANTES SOBRE EL REVENIDO. La adición de elementos aleantes a los aceros tiene sustanciales efectos sobre la cinética de la transformación γ ---> α. La movilidad de esos elementos aleantes que se disuelven sustitucionalmente en el hierro-α es de varios órdenes de magnitud menores que los átomos de carbono. La mayoría de ellos tienden al desplazamiento de las curvas TiempoTemperatura-Transformación hacia mayores tiempos, por lo que se aumenta la templabilidad, debido a que la estructura martensítica se puede producir a menores velocidades de enfriamiento y en consecuencia, se pueden producir estructuras totalmente martensíticas en piezas de mayores espesores. Otro efecto es el de hacer que el inicio de transformación a martensita, MS, se desplaza hacia menores temperaturas. Por supuesto, es de esperarse que los elementos aleantes produzcan efectos sobre la cinética de la transformación martensítica durante el revenido y que también afecten a los productos de reacción, ya que a las temperaturas normales de revenido, 450o C, no se produce redistribución de los elementos aleantes en la matriz por difusión; por lo tanto los carburos de hierro que precipitan a partir de la martensita tienen la misma concentración en la fase α producto.

Los elementos aleantes disueltos en la ferrita la endurecen, es decir aumentan su resistencia mecánica, entre ellos se encuentran Ni, Si, Al, Zr, P, S, Cu, Mn, Cr, W, Mo, V, y Ti. Los elementos aleantes disueltos en el retículo de los carburos intermedios a temperaturas menores a 450o C parcialmente sustituyen al hierro, para producir carburos del tipo (Fe,M)3C. Aparentemente, los elementos aleantes no afectan de manera sustancial a la primera etapa de la descomposición martensítica que sucede a temperaturas menores a 150o C donde se produce la nucleación de las partículas de carburo, que son dependientes del grado de sobresaturación de carbono en la fase-α'. Muchos elementos aleantes afectan notablemente a la segunda etapa de descomposición de la martensita, 200o C a 300o C, mediante retardo del crecimiento de las partículas de carburo y produciendo también retardo en la sobresaturación de carbono en la fase α, ya que la tetragonalidad de la martensita en los aceros al carbono desaparece a 300oC, como se observa en la figura 7.33, por lo que se mantiene el estado de martensita revenida hasta temperaturas entre 450o C a 500o C. Elementos que así actúan son: Cromo, Molibdeno, Tungsteno, Vanadio, Titanio, y Silicio; mientras que el Manganeso y el Niquel decrecen la estabilidad de la solución sólida sobresaturada en carbono. Hay dos maneras posibles de explicar ese efecto estabilizador de la martensita al revenir un acero aleado: Los elementos aleantes como V, Cr, y Mo, producen un descenso en la velocidad de difusión del carbono en la solución de α ; sin embargo, esto no explica el efecto estabilizador del Si y del Co que no decrecen la difusión del carbono en el hierro. Otra causa es el efecto de incremento en las fuerzas de enlace interatómicas en el retículo de la α, a consecuencia de elementos como Si, Co, Cr, Mo, V, que inhiben el paso de átomos a través de los bordes entre los carburos y la solución α, para producir inhibición de la descomposición de la martensita. A temperaturas mayores de 450o C cuando la redistribución de los carburos es posible, los elementos aleantes actúan de una manera muy fuerte al retardar los procesos de ablandamiento durante el revenido, debido a la formación de carburos especiales, los cuales aparecen como una consecuencia de tres probables mecanismos que son: 1).-

La concentración de elementos aleantes formadores de carburos en la cementita pueden aumentar hasta ciertas proporciones de manera que, el carburo tipo (Fe,M)3C se transforme a (Fe,M)7C 3; un ejemplo es el Cr. Esto puede suceder debido a la redistribución del elemento entre la solución de α y de cementita.

2).-

Si la solución α está sobresaturada, es posible que se nuclee un tipo de carburo especial sobre las dislocaciones de la cementita; los cuales inicialmente son parcialmente coherentes, para producir un tipo especial de carburo en donde su precipitación está acompañada de disolución de la cementita por ser ésta, la fase menos estable de los aceros aleados. Cuando las temperaturas de revenido son muy elevadas ese carburo especial intermedio, se ve reemplazado por un carburo especial estable; en muchos aceros se forman hasta tres tipos de carburos aleados intermedios antes del carburo final.

3).-

Por nucleación en bordes y sub-bordes que incluyen a los antiguos bordes de austenita, los borde de los listones iniciales de martensita y que ahora son de ferrita y sobre los nuevos bordes de ferrita que se han formado por coalescencia de los subbordes o por recristalización.

Los elementos aleantes pueden retardar los procesos de poligonización y de recristalización durante el revenido de dos maneras: a).-

mediante retardo de los procesos de difusión del ascenso de las dislocaciones, y

b).-

debido al bloqueo de dislocaciones, bordes de bajo ángulo y bordes de alto ángulo, mediante la presencia de partículas dispersas de carburos especiales que posean un pequeño espaciado interpartículas.

Los elementos aleantes también influyen notablemente sobre la proporción de austenita retenida al templar, la cual se puede ver rodeando a los listones de martensita al usar microscopía de campo oscuro. Cuando esto sucede, el rango de temperatura donde la austenita se descompone aumenta y al existir altas concentraciondes de austenita retenida, ella se descompone para producir cementita continua a lo largo de los bordes de los listones; siendo esta cementita entre listones, la responsable de la fragilidad de la martensita revenida debido a que, genera la fácil nucleación de grietas que se propagan a través de esos listones de martensita revenida. Además, la austenita retenida al hacer el revenido entre 500o C y 600o C, cuando se enfría puede transformarse a martensita, debido a la precipitación de carburos con lo cual, la austenita retenida se reduce en carbono y por lo tanto MS aumenta y en consecuencia, se formará martensita al enfriar. La interconexión entre la propiedad mecánica de dureza con la temperatura y el tiempo de revenido en los aceros, tiene representación analítica a través de la expresión del tipo: H = f [T (C + log t)], siendo: H, un parámetro relacionado al proceso de revenido; T, la temperatura en escala absoluta; C, una constante que depende tanto de la composición del acero como de las condiciones de austenización; y t, el tiempo de permanencia. Cada valor de H corresponde a un valor de dureza; para mejores resultados, la dureza debe medirse en DPH, dureza con identador piramidal de diamente. La figura 7.35 presenta la curva de ablandamiento para un acero 1055, donde se relaciona la dureza en escala Rockwell-C con el parámetro H = T(14,3 + log t), estando t en segundos. El

parámetro

H, de Hollomon-Jaffe, permite que todos los datos de tiempo-temperatura se puedan graficar como una sola curva de ablandamiento. Se nota en esa curva de revenido, una suave disminución de la dureza.

Fig. 7.35

7.6.- RECRISTALIZACIÓN. Cuando a un material deformado en frío se le somete a calentamiento, se produce un amplio espectro de cambios estructurales, dando como resultado el reemplazo de granos de una fase por otros granos de la misma fase, pero de una menor energía, proceso conocido como Recristalización. La velocidad y la manera cómo el material trabajado en frío alcanza una configuración más o menos estable, depende del tiempo y de la temperatura de tratamiento de Recocido. El cambio en propiedades mecánicas con el recocido, se esquematiza en la figura 7.36; en ella, también se presenta cómo varía la microestructura de un material monofásico policristalino como función de la temperatura de recocido; considerando que se le mantiene por tiempos constantes a cada temperatura. Los cambios en energía almacenada y en resistividad eléctrica para el cobre, se muestran en la figura 7.37, cuando el material endurecido por deformación es calentado lentamente. Al estudiarse a fondo los mecanismos de las transformaciones de fase, se ha encontrado que la recristalización juega un rol muy importante en ellas, debido a que involucra endurecimiento por deformación, en especial en las transformaciones martensíticas (α ---> γ); en la formación de fractura de grano grueso y en la descomposición de las soluciones sólidas sobresaturadas.

Fig. 7.36

Fig. 7.37 Los problemas relacionados con la recristalización son múltiples y variados, que pueden agruparse de la siguiente manera: a).-

los mecanismos y las fuerzas motoras para la formación y crecimiento de los núcleos recristalizados y en general, los mecanismos y las fuerzas motoras para el crecimiento de los granos;

b).-

el efecto de los modelos de deformación, de la naturaleza del material (tipo de retículo, composición química y composición de las fases), el espesor (de una película) y de otros factores sobre los mecanismos de la recristalización.

c).-

los mecanismos de formación de estructuras particulares, denominadas texturadas, desigual o inequigranular y de grano fino.

d).-

los mecanismos de influencia de la composición química y de la composición de las fases de las aleaciones sobre la temperatura a la cual sucecede y sobre la velocidad de recristalización.

En el estado de trabajado en frío, el metal o aleación está, a cualquier temperatura, en un estado termodinámicamente inestable; y la energía sobre este material es mayor que en su condición de recocido, debido a la energía de distorsión creada por las dislocaciones y por los defectos puntuales formados durante la deformación. La transición de un material deformado a un estado más estable de una menor energía libre, no está estrictamente asociado a una temperatura en particular, sino a un rango, para cualquier material; sin embargo se denomina Temperatura

de Recristalización

a aquella temperatura donde se produce la aparición de nuevos granos en 1 hora de mantenimiento. Esta temperatura, es común sea considerada como 0,4 Tf , cuando la temperatura de fusión, Tf , está expresada en °K. El tiempo del proceso está dado por la expresión: t = to exp {- Q / R T} donde to y Q tienen diferentes valores en los diferentes intervalos de temperatura. La figura 7.38 esquematiza la relación entre la temperatura de recristalización, el tiempo y la cantidad de deformación en frío.

Fig. 7.38 El proceso elemental que puede ocurrir al calentar un material previamente deformado, se puede describir en términos de: a).-

difusión de defectos puntuales y su desaparición en sumideros como: dislocaciones, bordes de grano, etc, acompañados de una aniquilación parcial de vacancias en átomos intersticiales y por la formación de defectos agrupados;

b).-

redistribución de dislocaciones mediante deslizamiento simple y cruzado, acompañado de disociación parcial de dislocaciones desiguales y por estrechamiento de los redondeles de dislocaciones;

c).-

redistribución de dislocaciones mediante ascenso, en combinación con deslizamiento de dislocaciones, lo que conduce a que a veces no se revelen fácilmente los arreglos de dislocaciones y sus orientaciones cristalográficas;

d).-

formación de bordes de bajo ángulo, asociados a los procesos indicados como (b) y (c);

e).-

migración de los bordes de bajo ángulo y de gran ángulo hacia la matríz deformada, acompañada de la aniquilación de defectos;

f).-

migración de los bordes de grano entre los granos recristalizados y el embastecimiento o engrosamiento de ellos.

Todos estos procesos pueden ocurrir de manera sucesiva o superponerse entre sí, ya que dependen de la cantidad y naturaleza de la deformación, de la velocidad y del tiempo de calentamiento, de la naturaleza y de la pureza del material, entre otros factores. El proceso de recristalización consta de tres etapas: Recuperación, Recristalización y Crecimiento de Grano.

7.6.1.- Recuperación. Se llama Recuperación, a la combinación de todos los procesos espontáneos, previos a la recristalización, que cambian la densidad y la distribución de los defectos presentes en materiales deformados en frío, es decir, previos a la aparición de nuevos granos libres de deformación. Este término de Recuperación, envuelve a varios fenómenos que apreciablemente difieren en sus mecanismos, pero que conducen a que el materia previamente conformado en frío, recupere total o parcialmente sus propiedades que poseía antes del conformado plástico y llevado a cabo mediante recocido de pre-recristalización. Cuando dentro de los granos ocurre el proceso de cambio tanto en la densidad como en la distribución de defectos sin la formación o migración de sub-bordes, se le llama Recristalización

de Primer Orden. Si el proceso conduce a la formación y migración de bordes de pequeño ángulo en los granos deformados, se le denomina Recristalización de Segundo Orden o Poligonización.

7.6.1.1.- Recuperación de Primer Orden. Corresponde a todos los fenómenos espontáneso de transición entre el material trabajado en frío y el estado de un mejor equilibrio, los cuales suceden a más bajas temperaturas. Los principales eventos son: a).-

rearreglo de defectos puntuales y la reducción de su concentración, cuando están en exceso de su concentración de equilibrio para una temperatura determinada.

b).-

la aniquilación de átomos intersticiales ubicados tanto en dislocaciones de arista como en la unión de vacancias;

c).-

la migración de vacancias hacia las dislocaciones y bordes de grano, donde se aniquilan; y,

d).-

el rearreglo de dislocaciones y su aniquilación, cuando son de diferente signo. Esto se debe a que durante el recocido, la activación térmica produce deslizamiento cruzado y en pequeñas distancias también ascenso de dislocaciones; todo esto, hace que los picos de energía se suavicen como se ve en la figura 7.39.

Se debe

interpretar, como la liberación de esfuerzos internos que son mayores al de fluencia para esa temperatura de recocido. En esta etapa del revenido, todos los desplazamientos de las dislocaciones son locales en su naturaleza. Los cambios en propiedades, observadas en la figura 7.39 durante la etapa de Recuperación nos indican que tanto la dureza como la resistencia decrecen al decrecer la densidad de dislocaciones; la figura 7.39 nos indica que el descenso es muy pequeño. La resistividad eléctrica de un metal es una medida de la resistencia que el retículo cristalino ofrece al flujo de electrones producido por un campo eléctrico, ya que los defectos reticulares actúan como centros de dispersión para los electrones de conducción; lo cual se refleja en un aumento en la resistividad.

Fig. 7.39

Defectos puntuales como vacancias y átomos intersticiales son más efectivos que las dislocaciones como centros de dispersión de electrones; por lo tanto, los cambios en resistividad reflejan cambios en concentración de átomos intersticiales. Esto significa, que un descenso en resistividad eléctrica durante la recuperación indica un descenso en defectos puntuales y por lo tanto, un aumento en el camino libre medio de los electrones. Como una dislocación de arista tiene un campo de esfuerzos de dilatación a su alrededor, el incremento en la densidad de dislocaciones conduce a una disminución en la densidad del material de igual manera sucede, cuando se aumenta el número de vacancias. La figura 7.39 nos muestra que los mecanismos de recuperación envuelven una disminución en la concentración de vacancias y probablemente un descenso en la densidad de dislocaciones de arista. Al suponer igual número de dislocaciones de borde y de hélice, la densidad de dislocaciones, N, en términos de la disminución fraccionas de la densidad, d, está dada por: 2

N = (- Δd / α) / (2 b ) siendo b, la magnitud del vector de Burgers.

7.6.1.2. Recuperación de Segundo Orden o Poligonización.

Se llama Poligonización, a la formación de subgranos separados por bordes de bajo ángulo, producidos durante el rearreglo de las dislocaciones, siendo el ascenso el mecanismo liderizados del proceso. En la figura 7.40. a se muestra la distribución al azar del exceso de dislocaciones de arista, producidos en un cristal doblado, donde los planos atómicos verticales incompletos producen doblado en el cristal. En la figura 7.40. b al recocer, las dislocaciones de arista del mismo signo se rearreglan, ya que el campo elástico de esfuerzos se compensa y esto es un evento espontáneo térmicamente activado. Un arreglo de dislocaciones de un signo es un borde de bajo ángulo que separa subgranos vecinos cuyos retículos cristalinos tienen una ligera desorientacione mutua.

Fig. 7.40

Los subgranos que se forman al recocer un material policristalino deformado en frío son usualmente más o menos equiaxiales en su apariencia, y presentan bordes curvados; siendo la desorientación angular entre subgranos vecinos, una consecuencia del exceso de dislocaciones del mismo signo en ese borde, ya que el interior de esos subgranos está libre a casi libre de dislocaciones. Metalográficamente, los subbordes pueden revelarse mediante un adecuado reactivo de ataque; al microscopio se les ve como una cadena de picaduras puntuales, donde cada picadura corresponde a la salida sobre la superficie de una dislocación sobre un borde de bajo ángulo. Los subgranos formados durante la poligonización tienden a crecer a medida que aumenta el tiempo o la temperatura de recocido; existiendo dos mecanismos de crecimiento diferentes que son: a).-

Migración de subbordes. La figura 7.41 esquematiza cómo dos bordes vecinos de bajo ángulo crecen y embastecen los subgranos a partir de una triple unión, formada por los tres subgranos: P, P´ y P´´. Los dos subgranos crecen a expensas del tercero y la desorientación de los subbordes cercanos al borde que se forma, es igual a la suma de las desorientaciones de los subbordes iniciales; siendo la fuerza motora, la tendencia del cristal a disminuir al mínimo su energía de subbordes por dislocación.

Fig. 7.41 En esa figura 7.41 las flechas indican las direcciones de migración de las dislocaciones, y es de esperarse que sea un efecto combinado de deslizamiento y de ascenso. El deslizamiento solo, no puede producir una distribución uniforme de las dislocaciones en esos arreglos; por lo tanto, el ascenso que es el proceso más lento, será el mecanismo líder del embastecimiento de los subbordes de grano mediante migración. b).-

Coalescencia de Subgranos. Esto quiere decir, que los subgranos se reorientan en la misma dirección dentro del cristal, como se muestra en la figura 7.42. Claramente se ve que la desaparición de un subborde debe envolver giro de uno de ellos o de ambos subgranos, como se muestra en la figura 7.42.(b), cuyo proceso no es muy claro; ésto, probablemente conlleve un movimiento de las dislocaciones de la interfaz mediante ascenso, lo cual es una indicación de que se requiere de difusión volumétrica como control del proceso. La velocidad de coalescencia es

proporcional al coeficiente de autodifusión e inversamente proporcional al cubo del diámetro del subgrano; como se ve, cuando los subgranos son grandes, las distancias de difusión son también grandes; y el mecanismo de coalescencia puede no ser operativo, aún cuando la desaparición de un subborde esté siempre asociado a un exceso de energía y sea un proceso espontáneo.

Fig. 7.42 La coalescencia de subgranos y la migración de sus bordes en un triple punto que se mueve, solo son posibles cuando los átomos poseen una definida movilidad. Al aumentar el tiempo y la temperatura de poligonización, los subgranos pueden crecer hasta tamaños apreciables (≈10

µm); sin embargo, su crecimiento ocurre dentro de los límites de la orientación cristalina de los granos originales deformados, como se revela en los típicos puntos-asteríscos de las fotografías Laue; esta poligonización ha sido denominada Recristalización in-situ. La figura 7.43 nos muestra los correspondientes modelos de puntos Laue para un monocristal deformado (a) y para el mismo en condición de poligonizado (b). Hay que hacer notar, que la recristalización in-situ es en su naturaleza un proceso de poligonización. Como la poligonización, en esencia, consiste de la gradual formación de subgranos a partir de arreglos separados de dislocaciones en nuevos arreglos de dislocaciones y en el crecimiento de los subgranos formados o en el desarrollo de celdas a partir del metal deformado para producir subgranos, la temperatura de inicio de la poligonización no es una constante física claramente definida. La velocidad de poligonización depende, entre otros factores de: la naturaleza del metal, el grado de deformación previa, la historia del tratamiento térmico y el contenido de impurezas.

Fig. 7.43

La energía de fallas de apilamiento es la más importante característica de un metal y tiene un apreciable efecto sobre la susceptibilidad de un metal a la poligonización. Si la energía de fallas de apilamiento es baja, las dislocaciones extendidas poseen un ancho apreciable que impiden el proceso de ascenso de dislocaciones y por lo tanto, es necesario que ocurra deslizamiento cruzado para que suceda la poligonización; por ejemplo, es difícil que se pueda inducir poligonización en cobre y no es normal que se observe en los latones-α que poseen una baja energía de fallas de apilamiento; sin embargo, es relativamente fácil de producir en aluminio que posee una alta energía de fallas de apilamiento y en consecuencia, débiles dislocaciones extendidas. Altos grados de deformación no permiten la existencia de poligonización, ya que hay recristalización directamente; por lo tanto, durante el recocido de materiales deformados en frío, la poligonización únicamente se observa cuando hay grados de deformación bajos. Los átomos impureza pueden decelerar la poligonización mediante: a) formación de atmósferas de Cotrell que impiden la redistribución de dislocaciones mediante deslizamiento y ascenso y, b) por la formación de atmósferas de Suzuki, que hacen descender la energía de fallas de apilamiento y también impiden la redistribución de las dislocaciones. Para la misma temperatura de recocido, el metal puro puede recristalizar en menor tiempo que un material con impurezas.

7.6.1.3. Cinética de la Recuperación. La velocidad de recuperación de una propiedad a partir de su valor en la condición de trabajado en frío depende del valor instantáneo de esa propiedad; es decir, la velocidad de recuperación decrece con el tiempo, curva B en la figura 7.44. Otra manera de decir esto, es que no existe tiempo de incubación, como se observa en la porción horizontal de la curva A de la figura 7.44. Esta es una diferencia muy importante con el proceso de recristalización que exhibe un período de incubación.

Fig. 7.44 Si llamamos "x" al valor instantáneo de alguna propiedad en la condición de trabajado en frío de un material; la velocidad a la cual se produce la recuperación de ella se puede expresar:

dx = -k x dt

dx = -k dt x (7.1);

x = exp{-k t} exp{ctte}

;

ln x = -k t + ctte

x = k 1 exp{k t} (7.2)

Este comportamiento no es el único tipo de decaimiento observado durante la recuperación. Si de manera estricta se obedeciera la ecuación (7.1), entonces, dos muestras con diferentes historias de deformación en frío, para un determinado valor de x durante el recocido a la misma temperatura, deberían tener la misma velocidad de decaimiento, (dx/dt). En realidad, se encuentra que para un valor dado de x, (dx/dt) es menor para la muestra que tiene mayor x o la mayor cantidad de deformación al inicio del proceso de recuperación. Si en la ecuación (7.1) consideramos que "x" es la intensidad de imperfecciones reticulares responsables de los cambios de propiedades, k representa la probabilidad de que un imperfección desaparezca en la unidad de tiempo; es decir: k = K exp{- Q / RT } Q, es la energía de activación para que el proceso aniquile defectos; R, la constante universal de los gases; K, es una constante; y T, la temperatura en grados absolutos. Ahora, la ecuación (7.1) se expresa así:

dx = - K t exp {- Q / RT } dt x

xo

t

dx = - K exp {- Q / R T } dt

ln Xo = - K t exp {- Q / RT } X

dt 0

(7.3)

Si Q no depende de x, a temperatura constante, la ecuación (7.3) se reduce a la ecuación exponencial o de primer orden: ln(xo /x) = Ct Otra ley cinética que describe datos de la recuperación está descrita por k = b - a ln t

(7.4)

denominada ley logarítmica o parabólica; en ella, "a" y "b" son constantes para una determinada temperatura; sin embargo, esta situación se puede aplicar solamente en rangos intermedios de temperatura. La velocidad de recuperación aumenta al aumentar la temperatura, debido a que es un proceso termicamente activado. Si se encuentra la energía de activación para un proceso dado, es posible deducir el mecanismo que lo rige; sin embargo, si se encuentran varias energías de activación en algún rango de temperaturas, es una indicación de cambios de mecanismos en ese rango. La posibilidad que Q aumente durante la recuperación se puede racionalizar si postulamos que las regiones más severamente deformadas, donde la energía almacenada x alcanza el valor máximo y la energía de activación es mínima, se recuperará primero. La energía almacenada sirve para un doble propósito durante la recuperación: a).-

disminuye la energía de activación, y

b).-

provee de la fuerza motora energética.

Si la muestra recristaliza, parte de Q se retiene después de la recuperación.

Fig. 7.45 Un trabajo experimental que ilustra la cinética de la recuperación isotérmica se esquematiza en la figura 7.45, para un monocristal de cinc, que fue deformado plásticamente en cizallamiento puro (sin doblar) a -50 °C hasta un esfuerzo cizallante τm. A cada cristal se le dió un recocido isotérmico particular a alguna temperatura elevada, T, después se regresó a -50 °C y de nuevo se sometió a esfuerzos cizallantes puros, tomándose el porcentaje de recuperación,

R1 ,

como:

R1 = como

τm - τ x 100 τm - τ0

R1 oscila entre 0% y 100%, el porcentaje de endurecimiento por deformación retenido está dado por (1 - R1 )

100, que es la forma como se han representado los resultados en la figura 7.45, donde se observa que para cualquier temperatura, la velocidad de recuperación es inicialmente la más alta y decrece posteriormente.

Fig. 7.46 Estos datos, proveen un ejemplo útil de cómo, en general, se pueden obtener las energías de activación para el proceso de recuperación. Si suponemos que la cantidad (τm - τ) es proporcional al número de defectos no especificados que son la causa de la recuperación, se puede escribir, como en cualquier reacción química, una ecuación del tipo:

d( τm - τ) = K (τm - τ) α exp{-Q/RT} dt α es un número entero representativo del orden de la reacción; K, es la constante de velocidad.

d( τm - τ) (τm - τ) α

=

K exp{-Q/RT} dt (7.5)

El lado izquierdo de la ecuación anterior se puede expresar como una función desconocida F (τm - τ) por lo tanto,

F(τm - τ) = K t exp{-Q/RT}

(7.6)

Sin conocer F a partir de los datos experimentales se puede graficar la figura 7.46 para cualquier valor de (1 -

R1 ),

debido a que cada valor es una constante y una solución particular del miembro del lado requerido de la ecuación y entonces, es posible escribir:

A = K t exp{-Q/RT} es decir,

t = A exp{ Q/RT } de donde se obtiene:

ln t = ln A + { Q/RT } que al graficar ln t vs (1/T) para diversos valores del endurecimiento por deformación residual (1 -

R1 ) o de varias

fracciones de recuperación, al medir la pendiente Q/R de la línea recta que representa la cantidad recuperada, se obtiene la energía de activación.

7.7.- RECRISTALIZACIÓN. Sucede a temperaturas mayores al intervalo donde se efectúa la recuperación.

7.7.1.- Recristalización Primaria. Aún cuando una porción de la energía de deformación almacenada en un material severamente deformado en frío se libera durante la recuperación, como se vió en la figura 7.39, la mayor parte de ella permanece y sirve de fuerza motora para el proceso de recristalización primaria; la cual se puede decir, que es la nucleación y el crecimiento de nuevos granos libres de esfuerzos, junto al gradual consumo de la matríz trabajada en frío por parte del crecimiento de estos granos. Mediante estudios a través del uso de microscopía electrónica, se ha encontrado que el proceso fundamental en la recristalización primaria es la migración de los bordes que separan las regiones deformadas de la matriz, de las regiones que esencialmente están libres de dislocaciones, y el crecimiento de granos de la misma fase que la de la matríz se sucede por migración de bordes de grano de gran ángulo; siendo el probable origen del borde móvil, una región relativamente libre de dislocaciones adyacente a un borde de grano de gran ángulo. La recristralización primaria comienza a una temperatura definida, denominada Temperatura de Inicio de la s

Recristalización, Tr , que no es una constante física sino que depende del tiempo de recocido. De igual manera, la temperatura a la cual desaparece totalmente la matríz deformada se le llama temperatura de finalización de la f

recristalización, Tr .

7.7.2.- Cinética de la Recristalización Primaria. La recristalización primaria se puede describir en términos de la frecuencia de nucleación;

N = dN/dt , siendo: N, el

número de núcleos por unidad de volúmen; y de la velocidad de crecimiento, G. La figura 7.47 representa la cinética de la recristalización primaria a temperatura constante; se observa un período inicial de incubación, seguido de un rápido incremento. Inicialmente los núcleos de los granos empiezan a crecer a partir de un cierto número de sitios que crecen con el tiempo y luego, los granos libres de esfuerzos crecen hasta que han consumido totalmente a la matríz trabajada en frío.

Fig. 7.47 El estímulo termodinámico para la recristalización primaria es la energía almacenada durante la deformación plástica, la cual es principalmente debida alas dislocaciones. La fracción, recristalizada Xr como función del tiempo, t, se puede expresar:

x r = 1 - exp{-f

G3 N t 4 /4}

x r = 1 - exp{-f x r = 1 - exp{-f G

para recristalización tridimensional

2

G δ N t 3 /3} para bidimensional 2

δ N t 2 /2} para unidimensional

f es un factor de forma; y, δ, es el espesor de una lámina delgada. La figura 7.48 nos muestra el desarrollo de la recristalización isotérmica para diferentes temperaturas: T1 > T2 > T3 > T4. El período de incubación de la recristalización primaria decrece al aumentar: la deformación y la temperatura de recocido o al mejorar la pureza del metal.

Fig. 7.48 El efecto del tamaño de grano inicial sobre la velocidad de nucleación se muestra para tamaños de grano A < B < C, en la figura 7.49 cuando el grado de deformación es el mismo en un solo material.

Fig. 7.49 A medida que los cristales, en su estructura, tienden a ser perfectos, su energía de volumen decrece y este decrecimiento es preponderante sobre el aumento en la energía superficial de cualquier tamaño de grano. Por lo tanto es falso creer que el metal recristalizado debe tener tamaño de grano mayor que el deformado; lo que si posee, al final de la recristalización primaria, es una mayor área superficial total de grano equiaxiales que el área superficial total de los granos deformados. A pesar de ésto, el metal recristalizado posee una menor energía libre debido a la menor densidad de dislocaciones en el 11

interior de los granos; se considera que la densidad de dislocaciones en un metal altamente deformado oscila entre 10 12

10

-2

6

8

y

-2

cm y después de recristalizado desciende a 10 o 10 cm .

7.8.- MECANISMOS DE LA FORMACIÓN DE NÚCLEOS EN LA RECRISTALIZACIÓN PRIMARIA. Dependiendo de la naturaleza del metal, de la temperatura, de la velocidad, del grado y del tipo de deformación plástica, de la velocidad de calentamiento durante el recocido y de otros factores, la formación de un núcleo recristalizado en una matríz deformada puede seguir diferentes mecanismos. En general, esta formación ocurre en regiones de los granos deformados donde hay condiciones favorables para la aparición de un borde de gran ángulo. Los granos recristalizados preferencialmente se nuclean sobre los bordes de los granos deformados, sobre maclas, sobre bandas de deformación y bandas acodadas y en los alrededores de las inclusiones.

Fig. 7.50

Directamente sobre los bordes de los granos deformados, los núcleos de recristalización se pueden formar como una porción de un borde de gran ángulo que migra hacia uno de los granos formando protrusiones, como se esquematiza en la figura 7.50. La fuerza motora para esta migración es la diferencia en energías de endurecimiento por trabajado sobre las porciones en los dos lados del borde, de forma que éste se mueve hacia las regiones que poseen una mayor densidad de dislocaciones. El borde en su movimiento barre los defectos reticulares de los granos deformados; y un incremento en la energía superficial para la formación de una protrusión se ve contrapuesta por la reducción en la energía almacenada por la deformación.

Fig. 7.51 Esto, se puede explicar con la ayuda de la figura 7.51 donde el modelo basado en observaciones mediante microscopía electrónica y difracción de rayos x, supone que el borde móvil está pivotado y se pone curvado. Para un borde que se mueve de la posición I a la II, el cambio total de energía libre ΔG que balancee los cambios de volumen, dV, la energía libre de superficie del borde, σ, y la energía almacenada por unidad de volumen por efecto del trabajado en frío, ES es:

ΔG = - Es + σ dA dV

donde la energía almacenada del nuevo grano es cero. Para intercaras esféricas:

ΔG = - Es + 2 r σ Cuando hay nucleación ΔG < 0 y por lo tanto:

Es > 2σ/r, si r = a, figura 7.51 Es > 2σ/a. Este modelo prescribe min

la nucleación a lo largo de bordes pre-existentes, en puntos donde la curvatura de longitud 2a empata al borde a una distancia mayor a "a". La velocidad de migración del borde, vb, es:

v b = B Es - 2 σ / r

λ

siendo λ, el espesor de la interfase.

El doblado de un borde de gran ángulo, puede también empezar en un subgrano grande relativamente perfecto, figura 7.52 en donde la protrusión puede estar precedida por coalescencia de subgrano cercanos a un borde de grano, figura 7.52.a. Esta coalescencia puede formar una gran porción de una estructura perfecta que es capaz de consumir a sus vecinos. Este modelo también ha sido observado al microscopio electrónico en diversos materiales para bajas y medianas deformaciones.

Fig. 7.52 Un mecanismo diferente ha sido observado a elevados grados de deformación, donde el predominio de la nucleación de granos recristalizados está ligado a la formación de nuevos bordes de gran ángulo, en vez de al doblado de los bordes existentes. En regiones de un grano deformado donde el retículo tienen una elevada curvatura; digamos una banda acodada, figura 7.53.a, donde la orientación local del retículo difiere sustancialmente del material que lo rodea, la formación de bordes de gran ángulo que separan porciones de diferente orientación se ven facilitadas.

Fig. 7.53

7.8.1.- Temperatura de Inicio de la Recristalización. Algunas veces al inicio de la recristalización se determina mediante un intenso descenso ya sea de la dureza o de la resistencia, pero esto no es un método operativo en algunos materiales. La temperatura a la que los granos s

recristalizados aparecen, es decir, la temperatura de inicio de la recristalización, Tr no es una constante física, figura 7.38, sino que depende tanto del tiempo de recocido como del grado de deformación en frío que previamente se haya ejecutado sobre el material.

Fig. 7.54 La figura 7.54 muestra cómo desciende la temperatura de inicio de recristalización con el aumento de la deformación plástica en frío, medida como deformación real, ε . El brusco descenso se explica mediante consideraciones de que el estímulo termodinámico para la recristalización aumenta al aumentar la densidad de dislocaciones y la energía almacenada durante la deformación; de igual manera, al aumentar la deformación real ε, la concentración de vacancias también crece y promueve la nucleación de centros de recristalización; todo ello sucede hasta un temperatura límite denominada

temperatura umbral de recristalización, Tu, que corresponde a la más baja temperatura de

inicio de recristalización para tiempos de recocido de 1 a 2 horas y deformaciones,

ε ≥ 1,0. Tu decrece a medida que la

pureza del material aumenta; en general, se puede estimar: Tu = (0,3 - 0,4) Tf oK s

El refinamiento del grano inicial, es decir, previo a la deformación, produce descenso en Tr debido a que como el grano fino posee una mayor área total de bordes de gran ángulo, las regiones para nucleación de granos recristalizados es mayor y también será mayor la energía de deformación almacenada dentro del material. Los elementos aleantes y las impurezas que son elásticamente atraídos por las dislocaciones y forman Atmósferas de Cotrell, inhiben la redistribución de las dislocaciones necesarias para la formación de núcleos de recristalización. Al calentar a mayores temperaturas, la mayor movilidad atómica hace desparecer las atmósferas de átomos extraños y por lo tanto facilita la nucleación. La energía de atracción elástica de un átomo soluto de radio, rA, sobre una dislocación de arista, es proporcional al parámetro de desajuste, δ dado por:

δ = r B r- r A A

siendo rA el radio del átomo sustitucional; cuando es una solución intersticial, rB es el radio de una esfera rígida que no produzca distorsiones volumétricas, cuando en el retículo se coloca el átomo impureza. En consecuencia, a mayor δ, s

mayor Tr .

7.8.2.- Temperatura de Final de la Recristalización. Para un tiempo dado, la temperatura a la cual una matríz deformada desaparece completamente se denomina f

Temperatura de Finalización de la Recristalización, Tr ; ella se ve afectada por todos los factores que tienen s

s

f

s

influencia sobre Tr . No hay una relación directa entre Tr y Tr debido a que Tr está determinada por la formación de f

los centros de nucleación de la recristalización; mientras que Tr , está determinada por la velocidad de crecimiento de los granos recristalizados.

Fig. 7.55 Durante la Recristalización Primaria, los granos crecen mediante rápida migración de sus bordes hacia la matríz deformada, como se muestra en la figura 7.55, donde se ilustra cómo el borde móvil va creando detrás de él una región recristalizada y casi libre de dislocaciones. La fuerza motora para esta migración es la diferencia en energías elásticas entre los cristales a ambos lados del borde, lo cual es debido a las diferentes densidades de dislocaciones; por lo tanto, la velocidad de migración depende del tipo y de la densidad del modelo de dislocaciones y de la orientación del borde. En la recristalización primaria, los bordes de grano migran alejándose del centro de curvatura, que es totalmente opuesto a lo que sucede en el crecimiento de grano. La velocidad de crecimiento durante la recristalización primaria es independiente del tiempo, pero aumenta al aumentar el grado deformación y también aumentar la temperatura de

recocido; por supuesto, la presencia tanto de impureas solubles como insolubles, disminuye la velocidad de crecimiento y por lo tanto la velocidad de recristalización.

7.9.- CRECIMIENTO DEL GRANO. Cuando se ha completado la recristalización, es decir, todos los granos deformados han desaparecido, la energía libre desciende notablemente, sin embargo, la estructura continúa en un estado de inestabilidad, debido a la alta energía superficial de la abundante área de bordes de grano recristalizados. Se denomina Crecimiento de Grano, al crecimiento de algunos de los granos recristalizados a expensas de sus vecinos que también se han recristalizado, mediante migración de los bordes de alto ángulo. Esa migración del borde está dirigida hacia el centro de curvatura, como ya se explicó en migración de intercaras. El estímulo termodinámico para el crecimiento del grano es la energía libre de los bordes de grano, cuya condición indispensable para que ocurra es que las fuerzas de tensión superficial estén desbalanceadas y tiendan a enderezar los bordes curvados, para formar configuraciones de equilibrio en los puntos triples. Una de las características del crecimiento de grano es que todos los granos tienden a crecer de una manera uniforme, es decir, hay crecimiento continuo, para producir una estructura con un tamaño de grano uniforme. El tamaño de grano recristalizado es una de las principales características del material recocido. Los principales factores que afectan al tamaño de grano final en un metal recocido son: temperatura y tiempo de recocido, grado de deformación, tamaño de grano inicial previo a la deformación, velocidad de calentamiento y composición de la aleación. Obviamente, el tiempo requerido para crecimiento del grano es generalmente mayor que el necesario para la recristalización y por lo tanto, el tamaño de grano de un metal recocido puede estar también afectado por todos los factores que afectan a la recristalización primaria.

Fig. 7.56

A medida que el tiempo de recocido aumenta, el crecimiento del grano decrece en su velocidad de crecimiento debido que el tamaño de los granos tiende a alcanzar el límite a una determinada temperatura, figura 7.56. Si el recocido produce granos que poseen el máximo de su tamaño para una temperatura dada, el posterior embastecimiento o engrosamiento de los granos es posible, mediante una nueva operación de recocido a una mayor temperatura. El grado de deformación puede tener un muy marcado efecto sobre el final de la recristalización primaria, figura 7.57. Para que la recristalización sea posible es necesaria una mínima cantidad de trabajo en frío, conocida como

deformación crítica; deformaciones menores a ella, produce muy pocos núcleos recristalizados. La figura 7.57 describe el efecto de la deformación sobre el tamaño final de los granos, obtenidos mediante el crecimiento de grano; y éste solo aumenta el tamaño de los granos, pero no cambia la naturaleza del efecto de la deformación sobre el tamaño de los granos al final de la recristalización primaria. El mecanismo de formación de grandes tamaños de grano para la deformación crítica cualitativamente difiere del mecanismo de recristalización en la región supercrítica, es decir, para muy altos grados de deformación.

Fig. 7.57 Al recocer un metal deformado a la deforamción crítica, εc r, o menor a ella, los cambios estructurales son esencialmente los siguientes: a).-

El recocido después de una deformación menor a la crítica, produce poligonización y desplazamiento de los borde de alto ángulo de los granos deformados en distacias relativamente pequeñas, las cuales son del orden centésimos a décimos del tamaño de los granos. Al aumentar el grado de deformación, pero aún dentro del tango menor a la deformación crítica, el endurecimiento por deformación no-uniforme aumenta en varios granos. b)

El grado de deformación crítica,

ε cr, corresponde a un estado donde esta

no-uniformidad del

endurecimiento por deformación es tan grande que, debido a una diferencia en la energía almacenada en el

volúmen de granos vecinos, algunos bordes individualmente crecen y rápidamente pueden migrar durante el calentamiento a distancias conmensurables con el tamaño de los granos, es decir, los granos iniciales individualmente crecen a expensas de sus vecinos. c)

En la deformación crítica, la densidad total de dislocaciones y un exceso de dislocaciones de un signo, son aún insuficientes para la formación de nuevos bordes de alto ángulo y para la nucleación de la recristalización primaria durante el calentamiento; por lo tanto, el recocido después de la deformación crítica no produce recristalización primaria; más bien, lo que sucede es que

algunos de los granos

deformados crecen a expensas de los otros granos deformados, siendo la fuerza motora para esta recristalización la diferencia en energías de volumen de los granos adyacentes no-uniformemente deformados.

d)

Para deformaciones apreciablemente mayores a

εcr, la densidad total de dislocaciones y el exceso de

dislocaciones de un signo, son tan grandes que se forma durante el recocido, un gran número de centros de recristalización primaria y el proceso se dispersa rápidamente en todo el volumen del metal.

e)

Cuando se hace el recocido de un metal deformado a

ε = εcr, el lento crecimiento de los granos

deformados a expensas de sus vecinos no puede competir con el proceso anterior, debido a que la diferencia en energía almacenada en los granos adyacentes deformados, es muchísimo menor que la diferencia en la energía de volumen entre los granos deformados y los nuevos granos recristalizados.

f)

Para ε ligeramente mayores a εcr, al recocer el metal, el número de núcleos de recristalización primaria es muy bajo; de modo que, puede haber competencia entre el crecimiento del grano mediante migración de los bordes iniciales y el crecimiento de nuevos granos a partir de los núcleos de recristalización primaria. Debido a este último mecanismo, el tamaño promedio de los granos es menor que el obtenido al recocer cuando ε = εcr.

La magnitud de la deformación crítica depende: de la temperatura de recocido; de la temperatura de deformación; de la composición del metal; y, de la estructura inicial. En la figura 7.58, se muestra que a mayor temperatura de recocido, menor es la deformación crítica.

Fig. 7.58 Al aumentar la temperatura de deformación, la deformación crítica en el posterio recocido aumenta, como lo expresa la figura 7.59.

Fig. 7.59 Al aumentar la pureza del metal, disminuye la deformación crítica.

Fig. 7.60

Un diagrama de recristalización es como el mostrado en la figura 7.60, el cual nos permite, en una primera aproximación, seleccionar las condiciones de recocido para producir la estructura deseada en el metal; sin embargo, su uso requiere el hacer consideraciones sobre las condiciones precisas bajo las cuales se han obtenido; es decir, el tiempo de recocido, el tamaño de grano inicial, la velocidad de calentamiento durante el recocido, el tipo de deformación plástica, etc.

7.10.- RECRISTALIZACIÓN SECUNDARIA. Bajo ciertas condiciones de recocido se puede producir una estructura compuesta de una gran cantidad de granos relativamente pequeños y de aproximadamente el mismo tamaño; además de observarse un menor número de granos cuyo tamaño es extremadamente grande, figura 7.61. Este tipo de microestructura se puede formar debido a un crecimiento discotinuo de los granos, en donde hay algunos granos que crecen muy lentamente o virtualmente no crece; mientras que otros que son pocos, crecen de manera individual consumiendo a sus vecinos. El proceso se le denomina Recristalización Secundaria y su cinética es similar a la de la recristalización primaria.

Fig. 7.61 Como se ve en la figura 7.62, el crecimiento individual de los granos empieza después de un cierto período de inducción en la recristalización secundaria, el tamaño de grano aumenta de manera lineal con el tiempo de recocido; lo cual quiere decir que la velocidad de crecimiento es constante para una determinada temperatura. Al aumentar la temperatura de recocido, la velocidad de crecimiento en la recristalización secundaria aumenta exponencialmente y el período de inducción se hace más corto que a menores temperaturas como se ve en la figura 7.48.

v B = v o exp{-Q/RT}

Esquemáticamente, la figura 7.63, ilustra el proceso de recristalización secundaria a medida que avanza el tiempo de recocido, t1 < t2 < t3 .

Fig. 7.62

Fig. 7.63

En la recristalización secundaria, a menudo los granos crecen en una orientación cristalográfica preferencial, siendo su textura diferente a la del crecimiento del grano y de la recristalización primaria. La naturaleza y perfección de las texturas en la recristalización secundaria dependen de las condiciones de deformación plástica: etapas de recocido intermedio y final, incluyendo la atmósfera de recocido; el espesor de la pieza recocida; y de otros factores. Una condición indispensable para el desarrollo de la recristalización secundaria es la estabilización de la matríz, es decir, el fuerte retardo en el crecimiento de los granos formados en la recristalización primaria; las causas son: partículas dispersas o segregación de impurezas en los bordes; retardo en textura; y, efecto del espesor.

EJERCICIOS. 7.1.-

Considere los aceros del problema 6.7, Capítulo VI. Para ellos, determine lo siguiente: (a),

los porcentajes de cambios volumétricos cuando se les templa en agua desde las respectivas temperaturas de austenización hasta la temperatura ambiente. Describa su proceso.

(b),

tanto la temperatura de inicio de transformación martensítica como la máxima temperatura a la que es permisible obtener la máxima cantidad de martensita.

7.2.-

Interprete la figura 7.30 de este material de apoyo. ¿Qué fenómeno explica?. ¿Habrá posibilidad que esto se produzca cuando usted resolvió el problema 6.7?. Discútala.

7.3.-

Interprete la figura 7.31 de este material de apoyo cuando usted la aplica a los aceros considerados. Se recomienda se ayude con el estudio de la Sección 8.31, páginas 335 a 343 del libro de S. Avner “Introducción a la Metalurgia Física”, McGraw-Hill, 1979.

7.4.-

Si se requiere que al revenir un acero 1055 se obtenga una dureza superficial de 30 en la escala Rockwell C, ¿cuál será la temperatura de revenido si se mantiene durante dos horas y treinta minutos?.

OQS/Dic. 2003