Shewmon

Shewmon. 6-6.-Diagrmas TTT en aceros. Cuando la austenita de composición eutectoide es primero enfriada bajo la temperatura eutectoide no pasa ¡nada ¡ Al final la austenita se transforma en un mezcla de ferrita y carburo como el diagrama de fases requiere, pero inicialmente, nada sucede. Este es el punto más importante para ser comprendido en el estudio de la cinética de transformaciones, porque después que esto es firmemente establecido el estudio es preparado para hablar el tiempo requerido para el comienzo de la transformación y el tiempo requerido para que se complete. El tiempo requerido para la descomposición de la austenita a varias temperaturas bajo la línea A1 es usualmente resumida en una figura como la mostrada en la figura 6-23. Una serie de piezas de la misma aleación son primero mantenidas a una temperatura muy por arriba de A1 por un tiempo lo suficientemente largo para completar la disolución de los carburos y homogeneizar la austenita. Las muestras son entonces rápidamente transferidos a un baño de sal a una nueva temperatura bajo la A1. Luego de un tiempo a esta nueva temperatura las muestras removidos y Después de mucho tiempo a ésta nueva temperatura las muestras son removidas y templadas a la temperatura del cuarto. Un estudio metalográfico indica que el tiempo necesario para el inicio de la descomposición y el tiempo requerido para el fin de la descomposición a la temperatura del baño. Esos dos tiempos son graficados en un gráfico como el de la figura 6-23. Estudios a varias temperaturas permiten trazar las curvas mostradas. Ésta es llamada una curva o diagrama TTT porque relaciona el tiempo y la temperatura requeridos para una transformación isotérmica. A veces llamado diagrama IT (Transformación Isotérmica) para distinguirlo de un gráfico similar para especímenes que son enfriados continuamente. Los diagramas TTT indican que a un pequeño sub enfilamiento ΔT el tiempo requerido para comenzar y finalizar la descomposición es muy largo. Cuando el ΔT es incrementado, la velocidad de nucleación y crecimiento de perlita incrementa y los tiempos de comienzo y finalización de la transformación disminuyen. Una “rodilla” o amplitud mínima de tiempo para el inicio la transformación, y final de la transformación, es vista aproximadamente a 550ºC. Esto es consistente con la observación de un máximo en la velocidad de crecimiento de la perlita en este rango de temperatura (Fig.6-18). La velocidad de nucleación de ferrita proeutectoide y carburo también pasan por un máximo a mayor ΔT. Esto

puede ser visto notando que aunque la barrera de activación ΔG* disminuye según (ΔT)-2, la frecuencia ν la cual con un desarrollo de la fluctuación disminuye exponencialmente con la temperatura ya que involucra la difusión de átomos saliendo y entrando a los embriones. El producto ν exp(-ΔG*/kT) por lo tanto pasa a través de un máximo. Los fotogramas producto de la descomposición formados a varias temperaturas son mostradas en la Fig.6-23. A altas temperaturas, justo debajo de la A1, perlita gruesa se forma. Ésta se vuelve más fina con la disminución de la temperatura. En la rodilla y justo bajo ella, la vainita comienza a nuclear y crecer rápidamente lo suficiente para transformar parte de la austenita antes que se transforme a perlita. A temperaturas bien debajo de la rodilla la austenita se transforma completamente a vainita, la transformación perlítica es demasiado lenta para completarse. SI la austenita es enfriada tan rápidamente para que no se transforme en perlita o vainita en el enfriamiento, placas de una nueva fase llamada martensita se forman en el enfriamiento bajo una temperatura crítica referida como Inicio de Martensita o temperatura Ms. Esas placas tienen una forma similar a las placas de bainita y son formadas por esfuerzo de cizalle. Sin embargo, una vez nucleada la martensita las placas se propagan a través de un grano dado a una velocidad cercana a la del sonido. La transformación martensitica transforma la región dada de austenita a ferrita de la misma composición. Es decir, procede sin alguna difusión de cualquier elemento sea intersticial o substitucional. La cantidad de martensita formada depende solo de la temperatura, no del tiempo al cual el espécimen es mantenido a esa temperatura. Si la temperatura es continuamente disminuida, las placas de martensita continúan nucleando y creciendo con la disminución de la temperatura hasta que esencialmente toda la austenita es transformada a martensita. Esta temperatura bajo la cual no se forma más martensita es llamada temperatura fin de la martensita o Mf. La martensita es bastante fuerte y dura, su dureza es proporcional al contenido de carbono. El objetivo principal en el endurecimiento de aceros por tratamiento térmico es templar la austenita para que se transforme en martensita. La formación y resistencia de la martensita es discutida con detalle en el Capítulo 8. Por ahora, sin embargo, pude ser considerada como ferrita supersaturada formada por el esfuerzo de cizalle de finas plaquetas. Carburos finos entonces precipitan y crecen, aliviando la supersaturación de la ferrita y contribuyendo substancialmente a la dureza. La resistencia de las estructuras producidas transformando la austenita a uno de los productos mostrados en la figura 6-23 pueden ser correlacionados con la

distancia media entre carburos. Como la temperatura de la transformación es disminuida desde la A1, las partículas son más finas y el producto de la transformación es más duro. Los aceros transformados además se vuelven fuertes excepto que a baja temperatura la bainita, y tal como se formó Martensita, se fractura de manera fácil y a una carga la cual debe ser apreciablemente menor que la inferida de las altas durezas. La figura 6-23 da datos mostrando la correlación entre la dureza y la temperatura de transformación. El UTS de un acero tal (106 psi) puede ser aproximadamente bastante bien dividiendo el numero de la dureza Brinell en 2, siempre y cuando las fracturas del acero sean con cierta ductibilidad.

Efecto de los elemento de aleación. El primer propósito de agregar elemento de aleación al acero es cambiar las curvas TTT a tiempos más largos. En los tratamientos térmicos esto permite que el acero pueda ser enfriado más lentamente y aun así mantener su estructura austenítica bajo la temperatura Ms. En una pieza de acero que es templada, la velocidad de enfriamiento disminuye con la profundidad de la superficie. Por lo tanto significa que el centro de la aleación de una delgada pieza de austenita puede ser enfriada bajo la Ms en un temple sin la transformación anterior. La fig. 6-25 muestra los diagramas TTT de varias aleaciones comunes con el mismo contenido de carbono. Para un contenido dado de carbono la dureza de un acero de un espaciado inter-carburo dado es en gran parte independiente de la cantidad de elementos de aleación. Por lo tanto hay un amplio rango de de aleaciones diluidas con el mismo contenido de carbono el cual da casi la misma dureza de temple en la superficie. La profundidad de dureza varía con la aleación. Los factores varios que determinan cual aleación seleccionar y como es tratada térmicamente son parte de un importante y extenso campo el cual no será tratado aquí. De la fig. 6-25 es aparente que varios elementos de aleación, y combinación de ellos, puede tener un profundo efecto en la velocidad de nucleación y crecimiento de perlita y bainita. El efecto de varios elementos en la cinética de transformación de los aceros es ahora bien documentado, pero una detalla interpretación de esos efectos en términos de sus efectos en las velocidades de nucleación y crecimiento es sólo el principio. En una forma simple, el efecto de los elementos de aleación en el crecimiento cinético es explicado a continuación. Inicialmente los elementos de aleación son homogéneamente distribuidos a través de la austenita. Sin embargo, si el equilibrio es alcanzado después de la transformación, algunos elementos de aleación estarán en altas concentraciones en los carburos o en la ferrita. El particionamiento de esos elementos substitucionales requiere difusión en alto rango aunque esos elementos difunden lentamente a las temperaturas de transformación. Si los elementos de aleación se mantienen uniformemente distribuidos en la perlita luego de la transformación, la mezcla ferrita-carburo no está en su nivel de energía libre más bajo, estado particionado, pero es metaestable. Este efecto ternario puede ser representado en un diagrama de fases en el cual un diagrama particionado y uno no particionado son superpuestos (Fig 6-26). A temperaturas debajo de A1 pero sobre la línea discontinua eutectoide Teut, la austenita puede descomponerse solo a ferrita particionada y carburos. Abajo del eutéctico discontinuo, puede descomponerse a perlita no particionada. Si la austenita se descompone a ferrita + carburo en la

cual los elementos de aleación tiene su equilibrio, una distribución no homogénea, el ΔG, es grande pero la transformación puede proceder solo tan rápido como los elementos substitucionales de aleación difunden. SI la austenita se descompone a ferrita + carburo en la cual los elemento de aleación están en equilibrio metaestable, distribución homogénea, la energía libre disponible para manejar la transformación es marcadamente reducida.

6-7- Transformación durante enfriamiento continuo. En la sección anterior, solo rápidos cambios de temperatura y las transformaciones isotérmicas fueron considerados. Esto conduce a una microestructura homogénea y un diagrama TTT relativamente simple ya que el efecto de un historial térmico variable no necesita ser considerado. Sin embargo, en los tratamientos comerciales de aceros, la pieza casi siempre se transforma mientras es enfriada continuamente. El porqué de esto es deseable considerar un diagrama TTT para especímenes continuamente enfriados (un diagrama CT). La figura 6-27 (a) muestra un diagrama CT y un diagrama IT superpuesto de un acero hipoeutectoide. Una primera aproximación del diagrama obtenido en enfriamiento continuo es el diagrama IT cambiado a bajas temperaturas y a largos tiempos. Este cambio de la curva CT abajo y a la derecha puede ser explicada a continuación. En un espécimen mantenido a una temperatura constante, la transformación comienza luego de un cierto valor del producto, Nt=α, es obtenido donde N es la velocidad de nucleación y t es el tiempo. En un ejemplo de enfriamiento continuo, N aumenta con el descenso de la temperatura. Ya que N es muy baja a pequeños subenfriamientos, será requerido más tiempo a bajas temperaturas para alcanzar el producto Nt requerido, α. Un argumento similar mantiene que por el tiempo para completar la transformación, depende de la temperatura de la velocidad de crecimiento introducido como N. La figura 6-28 muestra una serie de fotomicrografías de especímenes de un acero hipoeutectoide enfriado a varias velocidades. El camino de tiempo-temperatura para cada uno es mostrado en la figura 6-27b a lo largo con la dureza del producto de la transformación. Los valores exactos de la velocidad de enfriamiento son de poca importancia aquí, pero varias micrografías proporcionan un buen conjunto de ejemplos de transformaciones y morfologías discutidas hasta ahora. Las varias fotos en la fig. 6-28 son organizadas según la velocidad de enfriamiento incrementándose de a a f. Lo siguiente debe ser notado en cada una.

a.

b. c.

d.

e.

f.

Este es el espécimen enfriado más lento. El enfriamiento muy lento es indicado por la perlita gruesa, las largas regiones de ferrita. Además, sobre la mitad del espécimen es ferrita como sería esperado en un acero con 3,8% C el cual fue enfriado lentamente lo suficiente para dar esencialmente la proporción de ferrita y perlita precipitada por el diagrama de fases. Algo más rápidamente enfriada significa una temperatura de transformación más baja y una alta dureza final. La ferrita y la perlita son ambas finas. Aquí el volumen y fracción de ferrita es claramente reducida y la ferrita describe los bordes de grano austeníticos anteriores. Alguna ferrita Widmanstatten además aparece. En las fotografías anteriores toda la austenita transformada ya sea perlita o ferrita. Aquí por primera vez es visto un apreciable aumento en la martensita remanente en el centro de los granos. Ocasionalmente hay ferrita blanca describiendo los bordes de grano de austenita, pero la mayor parte son colonias negras de perlita describiendo los granos. La fase gris acicular proyectada dentro de los granos es bainita. Las largas áreas iluminadas son martensita formada de la austenita remanente cuando la región pasa a través de la temperatura Ms. La fase oscura alrededor de los bordes de grano es perlita. Hay alguna fina, iluminada es ferrita W o bainita superior en los bordes de grano, así como más fina, fase gris, la bainita inferior extendiéndose bien dentro de varios granos. Notar que la dureza incrementa rápidamente entre los especímenes aquí. Este espécimen fue casi enfriado rápidamente lo suficiente para tener 100% martensita. La perlita y bainita describen los bordes de grano como finas bandas. Alguna estructura desarrollada dentro de los granos es debido a un ataque químico relativamente fuerte el cual muestra diferentes placas de martensita a través de una variación del ataque con la orientación de la red en cada placa.