1. Separata n 09 Transformaciones de Fase en Los Metales

UNIVERSIDAD NACIONAL JOSÉ FAUSTINO SÁNCHEZ CARRIÓN. FACULTAD INGENIERÍA QUÍMICA Y METALURGIA E.A.P. INGENIERÍA METALÚRGICA

2016 II SEPARATA N° 09 TRANSFORMACIONES DE FASE EN LOS METALES DE APOYO CURSO DE METALURGIA FISICA II FECHA FECHA CONTENIDO TRANSFORMACIONES DE FASE EN LOS METALES. CONCEPTOS FUNDAMENTALES. CINÉTICA DE REACCIONES EN ESTADO SÓLIDO. TRANSFORMACIONES MULTIFASE DESARROLLO

TRANSFORMACIONES DE FASE EN LOS METALES 2.1 INTRODUCCIÓN Los materiales metálicos son versátiles por su variedad de propiedades mecánicas susceptibles de alteración por diferentes medios. Para aumentar su resistencia se aplican tres mecanismos de consolidación: El endurecimiento por afino del grano (también denominado “de Hall Petch”) los bordes de grano actúan como una barrera infranqueable para el movimiento de las dislocaciones, y que el número de dislocaciones dentro de un grano, afecta a cómo éstas pueden trasmitir su efecto a granos vecinos a través de los bordes. El tamaño de grano de un material depende del tratamiento térmico posterior a la deformación plástica, o bien de la velocidad de solidificación. El borde de grano actúa como punto de fijación, impidiendo la propagación de las dislocaciones. Por un lado, la estructura reticular de los granos adyacentes difiere en la orientación, por lo que se requeriría más energía para cambiar de dirección de deslizamiento . Disolución de un sólido supone la ruptura de los enlaces de la red cristalina y la consiguiente disgregación de sus componentes en el seno del líquido . ( también también llamado endurecimiento en frío o por acritud) es el endurecimiento el endurecimiento de un material por una deformación plástica a nivel macroscópico que tiene el efecto de incrementar la densidad de dislocaciones del material. A medida que el material se satura con nuevas dislocaciones, se crea una resistencia a la formación de nuevas dislocaciones. Esta resistencia a la formación de dislocaciones se manifiesta a nivel macroscópico como una resistencia a la deformación plástica ). 





Las propiedades mecánicas (características microestructurales) se modifican aplicando técnicas adicionales apropiadas. La evolución de la microestructura de aleaciones mono y bifásicas suele implicar algún tipo de transformación de fase: alteración en el número y/o carácter de las fases.

TRANSFORMACIONES DE FASES. CONCEPTOS FUNDAMENTALES En el tratamiento de los materiales se produce una gran variedad de transformaciones de fases , que lteración ón de la la microes micr oestructura tructura . Se dividen en tres categorías. representan alteraci 1° Se Se reúnen las transformaciones que son simples difusiones: no cambia ni el número ni la composición de las fases presentes. Ejemplo la solidificación de un metal puro, las transformaciones alotrópicas y la recristalización y crecimiento de grano. 2° La transformación depende de la difusión entonces hay alteración en las composiciones de fases y, a veces, en el número de fases. Ejemplo: La reacción eutectoide. 3° La La transformación es sin difusión y se forma una fase metaestable. Ejemplo La transformación martensítica de algunos aceros. 2.3 CINÉTICA DE REACCIONES EN ESTADO SÓLIDO Las reacciones en estado sólido no ocurren instantáneamente porque los obstáculos impiden el desarrollo de la reacción por tanto va a depender del tiempo. Ejemplo, las transformaciones representan la formación de una nueva fase que tiene una composición, estructura cristalina diferente de la de partida y se requiere algún difu s ión, es un fenómeno que depende del tiempo. tiempo. reordenamiento atómico mediante la difusión. La difus Un segundo impedimento se debe al incremento de energía asociada a la formación de un límite de fases entre fase madre y fase producida. Microestructuralmente, el primer proceso que acompaña a una transformación de fase es la nucleación formación de partículas pequeñas ), submicroscópicas, o núcleos de una nueva fase, capaces de crecer. ( formación Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 1 1


Las imperfecciones favorece la formación de núcleos, especialmente los límites de grano. El segundo proceso es el crecimiento de tamaño del núcleo. En este proceso desaparece volumen de la fase madre. La transformación es completa si el crecimiento de estas nuevas partículas de fases llega alcanzar el equilibrio. La velocidad de transformación en el TT de los materiales y su estudio constituye la cinética. En investigaciones cinéticas, la fracción de reacción transcurrida se mide en función del tiempo, mientras la temperatura permanece constante. La evolución de transformación se sigue por observación microscópica o midiendo alguna propiedad física, como la conductividad eléctrica, cuya magnitud sea distinta en la nueva fase. Los datos se representan gráficamente como la fracci ón de materi al trans formado en función del log aritmo del tiempo. Una curva en forma de S , parecida a la de la Fig ura 10.1, representa el comportamiento cinético típico de la mayoría de las reacciones en estado sólido. En esta figura se aprecian las etapas de la nucleación y del crecimiento. Las transformaciones en estado sólido que se comportan cinéticamente como la representación de la Figura 10.1, la fracción de transformación está en función del tiempo t según:

 =

ó  

Donde k y n = Constantes de la reacción independientes del tiempo.

FIGURA 10.1 REPRESENTACIÓN GRÁFICA DE LA FRACCIÓN TRANSFORMADA FRENTE AL LOGARITMO DEL TIEMPO, TÍPICA DE MUCHAS TRANSFORMACIONES EN ESTADO SÓLIDO A TEMPERATURA CONSTANTE.

Tiempo (min) (escala logarítmica) FIGURA 10.2 PORCENTAJE DE RECRISTALIZACIÓN DEL COBRE PURO EN FUNCIÓN DEL TIEMPO A TEMPERATURA CONSTANTE. http://img1.xooimage.com/files/8/5/a/metalotecnia---12...austenita-a4936f.swf

Por convención, la velocidad de una transformación τ se toma como el recíproco del tiempo necesario para conseguir la mitad de la transformación, ,

  = ,

.

Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 2 2




Este , también está representado en la La temperatura es una variable controlable en los tratamientos térmicos y puede tener gran influencia en la cinética y en la velocidad de transformación. Esto se demuestra en la , que representa los gráficas en forma de de la recristalización del cobre a varias temperaturas. En la mayoría de las reacciones la velocidad se incrementa con la temperatura, en un tramo específico de temperaturas, según,

− =

.

= constante de los gases = temperatura absoluta = constante independiente de la temperatura = energía de activación para una reacción específica

 =  

Recordar que el coeficiente de difusión depende de la temperatura (

). Los

procesos cuyo coeficiente tiene esta relación con la temperatura se denominan

2.4 TRANSFORMACIONES MULTIFASE Al variar la T°, [Composición] y Presión externa en aleaciones metálicas ocurren transformaciones multifase.

∴

∆°

Pero, en los TT se utilizan exclusivamente las para generar cambios de fases. Esto equivale a cruzar un límite de fase en un diagrama de fases Composición-Temperatura, cuando se calienta o se enfría una aleación de composición determinada. Durante una transformación de fases, una aleación evoluciona a través de estados de equilibrio caracterizados por un diagrama de fases en términos de fases producidas, composición y cavidad relativa. La mayoría de las transformaciones de fases necesitan tiempo finito para completarse y la velocidad suele ser importante en la relación entre tratamientos térmicos y microestructura desarrollada. Los sólidos se aproximan al equilibrio a velocidad muy lenta es raro conseguir las verdaderas estructuras de equilibrio. En los enfriamientos de no equilibrio, las transformaciones ocurren a temperaturas inferiores a las indicadas por el diagrama de fases; en los calentamientos, los cambios son a temperaturas superiores. Estos fenómenos se denominan s ubenfri amiento y s obrecalentamiento, respectivamente. Las intensidades de estos fenómenos dependen de la velocidad de cambio de temperatura: cuanto mayor son las velocidades de enfriamiento o de calentamiento, mayor es los subenfriamiento o sobrecalentamiento. Ejemplo, la velocidad normal de enfriamiento de la reacción eutectoide hierro-carbono es de 10 a 20°C por debajo de la temperatura de la transformación en equilibrio. Para muchas aleaciones de importancia tecnológica la microestructura es metaestable, intermedia entre los estados iniciales y de equilibrio.

CAMBIOS MICROESTRUCTURALES Y DE PROPIEDADES EN ALEACIONES HIERRO-CARBONO Las transformaciones en estado sólido se amplían y se aplican en aleaciones hierro-carbono en términos de las relaciones entre tratamiento térmico, evolución de microestructuras y propiedades mecánicas. 2.5 DIAGRAMAS DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA

2.5.1 PERLITA: La reacción eutectoide los aceros.

es fundamental en el desarrollo microestructural de

,%    → ,%    + ,%   

.

Enfriando la austenita con una concentración intermedia de carbono, se transforma en fase ferrita, con un contenido de carbono inferior, y en cementita, con un porcentaje muy superior de carbono. Los átomos de carbono necesitan difundir para segregar selectivamente. ilustra esquemáticamente los Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 3 3


cambios microestructurales que acompañan la reacción eutectoide de formación de perlita; las flechas indican la dirección de la difusión del carbono. Los átomos de carbono difunden de la región ferrítica a las capas de cementita para conseguir la concentración del 6,70% en peso de C y la perlita se propaga, a partir de los límites de grano al interior de los granos austeníticos.

FIG.10.3 AUSTENITA; LAS FLECHAS INDICAN LA DIRECCIÓN DE LA DIFU SIÓN DEL CARBONO.

La perlita forma láminas porque los átomos de carbono necesitan difundir la distancia mínima dentro de esta estructura. La T° es muy importante en la velocidad de la transformación . representa las curvas en forma de o porcentajes de transformación en función del , a tres temperaturas distintas, para un acero eutectoide. Los datos de cada curva se refieren al tiempo transcurrido después de enfriar rápidamente hasta la temperatura indicada una probeta compuesta de 100% de austenita; la temperatura se mantuvo constante mientras transcurría la reacción.

Un gráfico útil que representa la es . Los ejes vertical y horizontal representan temperatura y el logaritmo del tiempo, respectivamente. Se trazan dos gráficas continuas: la de la izquierda representa el tiempo requerido a una temperatura determinada para el inicio de la transformación y la de la derecha, el fin de la transformación. La gráfica discontinua corresponde al 50% de la transformación. Estas gráficas se dibujan a partir de una serie de puntos que indican el porcentaje de la transformación frente al logaritmo del tiempo a una temperatura determinada. La parte superior de la ilustra el trazado de las curvas en forma de a 675°C. Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 4 4


En estos diagramas la temperatura eutectoide (727°C) se representa mediante una línea horizontal; a temperaturas superiores a la eutectoide y para todos los tiempos, existe sólo austenita, como indica la figura. La transformación austenita-perlita sólo ocurre si se enfría por debajo del eutectoide, donde las curvas indican el tiempo necesario para el inicio y el final de la transformación para cada temperatura. Las curvas de inicio y final de transformación son casi paralelas y se aproximan asintóticamente a la línea eutectoide. A la izquierda de la curva de inicio de transformación sólo existe la austenita (inestable), mientras que a la derecha de la curva de final de transformación, sólo existe la perlita. Entre ambas curvas hay austenita transformándose en perlita: ambos microconstituyentes están presentes. De acuerdo con la

,

(= , )

la velocidad de transformación a una temperatura

determinada es inversamente proporcional al tiempo necesario para que la reac ción transcurra hasta el 50% . Cuanto menor es el tiempo mayor es la velocidad. En la se aprecia que a temperaturas próximas al eutectoide (correspondientes a pe queños subenfriamientos) se necesitan tiempos muy grandes (del orden de 10 5 s) para conseguir un 50% de transformación y la velocidad de reacción es muy lenta. La velocidad de transformación aumenta al descender la temperatura hasta que a sólo necesita para llegar al de la transformación.

FIGURA 10.5 OBTENCIÓN DE UN DIAGRAMA DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA (ABAJO) A PARTIR DEL PORCENTAJES DE TRANSFORMACIÓN EN FUNCIÓN DEL TIEMPO DE EXPERIMENTACIÓN

Este comportamiento está en aparente contradicción con la , que indica una velocidad creciente al aumentar la temperatura. La razón de esta disparidad radica en que durante un tramo de temperaturas (p.ej., 540 a 727°C) la velocidad de transformación está controlada por la velocidad de nucleación perlítica y la velocidad de nucleación decrece al aumentar la temperatura, porque disminuye el subenfriamiento. Este comportamiento se explica por la donde la Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 5 5


energía de activación para la nucleación, Q, es una función que se incrementa al aumentar la temperatura. A bajas temperaturas, la transformación y el comportamiento de la velocidad están regidos por la ,

  con una energía de activación para la difusión independiente de la temperatura.

= 

Los diagramas, como los de la

tienen varias restricciones.

En segundo lugar, estas gráficas son válidas para las transformaciones realizadas a temperatura constante durante la reacción; es decir, en condiciones isotérmicas. Las gráficas como las de se denominan o gráficas transformación-tiempo- temperatura o

En la se dibuja el camino seguido por un tratamiento isotérmico (ABCD) sobre un diagrama de transformación isotérmico de un acero eutectoide. El enfriamiento rápido de la austenita está indicado por el segmento AB casi vertical y el tratamiento isotérmico y su temperatura, por el segmento horizontal BCD. A lo largo de este último segmento el tiempo se incrementa de izquierda a derecha. La transformación de la austenita o, perlita se inicia en el punto de intersección C (después de unos 3,5 s) y termina hacia los 15 s, en el punto D. también muestra esquemáticamente las microestructuras a varios tiempos durante el transcurso de la reacción. La relación de espesores de las láminas de ferrita y cementita en la perlita es de 8 a 1, aproximadamente. Sin embargo, el espesor absoluto de una lámina depende de la temperatura de transformación. A temperaturas inferiores y muy próximas al eutectoide se forman láminas de ferrita a y de Fe 3 C; esta microestructura se denomina y se forma a la derecha de la gráfica de fin de transformación, como se indica en la Figura estas temperaturas las velocidades de difusión son relativamente elevadas y durante la difusión ( ) los átomos de carbono pueden difundir a lo largo de distancias relativamente largas, formando láminas gruesas. A medida que disminuye la temperatura, se forman láminas más delgadas ya que la velocidad de difusión del carbono decrece. La estructura de láminas delgadas producida en la proximidad de 540°C se denomina ( ). En la Figura 10.7 se muestran fotomicrografías de perlita gruesa y fina de un acero de composición eutectoide. La Figura 10.8 muestra parte de un diagrama de transformación isotérmica de un acero de 1,13% C, donde se aprecia la curva correspondiente a la transformación proeutectoide. Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 6 6


2.5.2 BAINITA En la transformación de la austenita se forma, además de la perlita, un constituyente denominado bainita. La microestructura bainítica consta de las fases ferrita y cementita y en su formación intervienen procesos de difusión. La bainita forma agujas o placas, dependiendo de la temperatura de transformación; los detalles microestructurales de la bainita son tan finos que su resolución sólo es posible mediante el microscopio electrónico. La Fig ura 10.9 es una micrografía electrónica que muestra agujas de bainita (en posición diagonal: de inferior izquierda a superior derecha); está compuesta de una matriz ferrítica y de partículas alargadas de Fe 3C . La fase que rodea las agujas es martensita, que se describe en la próxima sección

La transformación bainítica también depende del tiempo y de la temperatura y se puede representar en un diagrama de transformación isotérmico, a temperaturas inferiores a las de formación de la perlita; las curvas de inicio, final y semirreacción son parecidas a las de la transformación perlítica, como muestra la Figura 10.10, que es el diagrama de transformación isotérmico de un acero eutectoide, ampliado a bajas temperaturas. Las tres curvas tienen forma de C con una "nariz" en el punto N, donde la velocidad de transformación es máxima. Se aprecia que en los tratamientos isotérmicos realizados en la parte superior de la nariz, entre 540-727°C, se forma perlita y en la parte inferior, entre 215-540°C, el producto de transición es la bainita. Las transformaciones perlítica y bainítica compiten entre sí y sólo una parte de una aleación se puede transformar en perlita o en bainita; la transformación en otro microconstituyente sólo es posible volviendo a calentar hasta formar austenita. La cinética de la transformación bainítica, que transcurre por debajo de la nariz de la Figura 10.10, obedece a la Ecuación 10.3; esto es, la velocidad (1/t 05 , Ecuación 10.2 ) se incrementa exponencialmente al aumentar la temperatura. Además, la cinética de muchas transformaciones en estado sólido se representa mediante estas características curvas en forma de C ( Fig ura 10.10 ).

Este

 = ,

, también está representado en la−Fig ura 10.1. =

. .



FIGURA 10.8 DIAGRAMA DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA DE UN ACERO DE 1,13%C: A, AUSTENITA; C, CEMENTITA PROEUTECTOIDE; P, PERLITA.

FIGURA 10.9 ESTRUCTURA DE LA BAINITA MEDIANTE MICROGRAFÍA ELECTRÓNICA DE RÉPLICA. UNA AGUJA DE BAINITA VA DE LA PARTE INFERIOR IZQUIERDA AL VÉRTICE SUPERIOR DERECHO Y CONSISTE EN PARTÍCULAS ALARGADAS DE Fe 3 C DENTRO DE UNA MATRIZ DE FERRITA. LA FASE QUE RODEA LA AGUJA BAINÍTICA ES LA MARTENSITA.

FIGURA 10.10 DIAGRAMA DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA DE UN ACERO EUTECTOIDE CON LAS TRANSFORMACIONES AUSTENITA-PERLITA (A-P) Y AUSTENITA-BAINITA (A-B). Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 8 8


2.5.3 ESFEROIDITA Si un acero con microestructura perlítica se calienta hasta una temperatura inferior a la eutectoide durante un período de tiempo largo, por ejemplo a 700°C entre 18 y 24 h, se forma una nueva microestructura denominada esferoidita, cementita globular o esferoidal ( Figura 10.11 ). Las partículas de Fe3C aparecen como esferas incrustadas en una matriz continua de fase , en lugar de las láminas alternadas de ferrita y cementita de la perlita o de las partículas alargadas de Fe 3C en una matriz ferrítica como es el caso de la bainita. Esta transformación tiene lugar mediante difusión del carbono sin cambiar la composición o las cantidades relativas de fases ferrita y cementita. La fuerza impulsora de esta transformación radica en la disminución del límite de fase -Fe 3C . La cinética de la formación de la esferoidita no está incluida en los diagramas de transformación isotérmica.





FIGURA 10.11 FOTOMICROGRAFÍA DE UNA ACERO CON MICROESTRUCTURA DE ESFEROIDITA. LAS PARTÍCULAS PEQUEÑAS SON DE CEMENTITA; LA FASE CONTÍNUA ES FERRITA X 1000.



2.5.4 MARTENSITA El enfriamiento rápido (o temple), hasta temperatura próxima a la ambiental, del acero austenizado origina otro microconstituyente denominado martensita, que resulta como una estructura de no equilibrio de la transformación sin difusión de la austenita. Se puede considerar un producto de transformación competitivo con la perlita o la bainita. La transformación martensítica tiene lugar a velocidades de temple muy rápidas que dificultan la difusión del carbono. Si hubiera difusión se formarían las fases ferrita y cementita. La transformación martensítica no es bien conocida. Pero, gran número de átomos se mueven de modo cooperativo, lo que representa pequeños desplazamientos de un átomo respecto a sus vecinos. Esta transformación significa que la austenita FCC experimenta una transformación polimórfica a la martensita tetragonal centrada en el cuerpo (BCT) . La celdilla unidad de esta estructura cristalina ( F igura 10.12 ) es un cubo, alargado en una de sus tres dimensiones, centrado en el cuerpo; esta estructura es diferente de la ferrita BCC. Todos los átomos de carbono permanecen como solutos intersticiales en la martensita y constituyen una disolución sólida sobresaturada capaz de transformarse rápidamente en otras estructuras si se calienta a temperaturas que implican una apreciable velocidad de difusión. La mayoría de los aceros retienen la estructura martensítica casi indefinidamente a temperatura ambiente.



FIGURA 10.12 CELDILLA UNIDAD TETRAGONAL CENTRADA EN EL CUERPO DEL ACERO MARTENSÍTICO MOSTRANDO ÁTOMOS DE HIERRO (CÍRCULOS) Y LUGARES OCUPADOS POR ÁTOMOS DE CARBONO (CRUCES). EN LA CELDILLA UNIDAD TETRAGONAL, c> a.

La transformación martensítica ocurre sin difusión en el acero también otros sistemas de aleación se caracterizan por experimentar estas transformaciones. Como la transformación martensítica no implica difusión, ocurre casi instantáneamente; los granos martensíticos se nuclean y crecen a velocidad muy alta: la velocidad del sonido dentro de la matriz austenítica. De este modo, a efectos prácticos, la velocidad de transformación de la austenita es independiente del tiempo. Los granos de martensita, como indica la Figura 10.13 , tienen la apariencia de láminas o de agujas. La fase blanca de la micrografía es austenita (austenita retenida) que no se transforma durante el temple rápido. La martensita también puede coexistir con otros constituyentes, como por ejemplo la perlita. Tratándose de una fase de no equilibrio, la martensita no aparece en el diagrama de fases Fe-Fe 3C. La transformación austenita-martensita, sin embargo, está representada en el diagrama de transformación isotérmica. Puesto que la transformación martensítica es instantánea y en ausencia de difusión, presenta en este diagrama unas características distintas que las de las reacciones perlítica y bainítica. El inicio de esta transformación se representa por la línea horizontal M (inicio) ( F i g ura 10.14 ). Se trazan otras dos líneas horizontales discontinuas denominadas M(50%) y M(90%) que indican el porcentaje de transformación austenita martensita. Estas líneas están localizadas a temperaturas que dependen de la composición del acero, pero deben ser relativamente bajas para impedir la difusión del carbono. El carácter horizontal y lineal de estas gráficas indica que la transformación martensítica es independiente del tiempo; sólo es función de la temperatura a que la aleación es enfriada rápidamente o templa. Una transformación de este tipo se denomina

transformación atérmica.

FIGURA 10.13. FOTOMICROGRAFÍA DE UN ACERO CON MICROESTRUCTURA MARTENSÍTICA. LOS GRANOS EN FORMA DE AGUJA SON EL CONSTITUYENTE MARTENSITA RETENIDA; NO SE HA TRANSFORMADO DURANTE EL TEMPLE RÁPIDO. X1220.



Al enfriar un acero de composición eutectoide desde una temperatura superior a 727°C hasta 165°C, se aprecia, según el diagrama de transformación isotérmica ( Figura 10.14 ), que el 50% de la austenita se transforma inmediatamente; pero al mantenerse a esta temperatura el acero no experimenta posterior transformación.

FIGURA 10.14 DIAGRAMA DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA COMPLETO DE UN ACERO DE COMPOSICIÓN EUTECTOIDE: A, AUSTENITA; B, BAINITA; M, MARTENSITA; P, PERLITA.

La presencia de elementos de aleación distintos del carbono, como el Cr, Ni, Mo y W, pueden causar significativos cambios en la posición y en la forma de las curvas del diagrama de transformación isotérmica. Estos cambios se traducen en (1) aumento del tiempo para alcanzar la nariz de la transformación austenita-perlita (y también la fase proeutectoide, si existe) y (2) la aparición de una nariz propia para la transformación bainítica. Estos cambios se aprecian comparando las F iguras 10.14 y 10.15, diagramas de transformación isotérmica para el acero al carbono y el acero aleado, respectivamente. Los aceros que contienen carbono como único aleante se denominan aceros al carbono, mientras que los aceros aleados contienen apreciables concentraciones de otros elementos.

PROBLEMA Utilizando el diagrama de transformación isotérmica del acero de composición eutectoide ( Figura 10.14 ), especificar la naturaleza de la microestructura resultante (en términos de los microconstituyentes presentes y porcentajes aproximados) de una pequeña probeta que se ha sometido a los tratamientos tiempo-temperatura siguientes. Suponer en cada caso, que la probeta se ha calentado a 760°C durante el tiempo suficiente para alcanzar una estructura austenítica homogénea



(a)Enfriamiento rápido hasta 350°C, donde se mantiene durante 10 4s y temple a temperatura ambiente. (b)Enfriamiento rápido a 250°C, donde se mantiene durante 100 s y templa a temperatura ambiente. (c)Enfriamiento rápido a 650°C donde se mantiene durante 20s, enfriamiento rápido a 400°C donde se mantiene durante 10 3s y se templa a temperatura ambiente. SOLUCIÓN Las gráficas tiempo-temperatura de estos tratamientos están, trazados en la Fig ura 10.16. En todos los casos el enfriamiento inicial es rápido para prevenir cualquier transformación. (a) A 350°C la austenita se transforma isotérmicamente en bainita: esta reacción empieza a los 10 s y termina a los 500 s. Por lo tanto, a los 10 4 s el 100% de la probeta es bainita y no ocurre posterior transformación, aunque posteriormente la gráfica del enfriamiento pase por la zona de transformación martensítica. (b) La transformación bainítica, a 250°C, empieza después de 150 s, por este motivo después de 100 s la probeta mantiene el 100% de austenita. Al enfriar esta, probeta a los 215°C la austenita empieza a transformarse instantáneamente en martensita. Al llegar a la temperatura ambiente casi el 100% de la microestructura es martensítica. (c) En la transformación isotérmica a 650°C, la perlita empieza a formarse a los 7s y después de 20 s aproximadamente el 50% de la probeta se ha transformado en perlita. El enfriamiento rápido hasta 400 °C está indicado por la línea vertical y durante este enfriamiento prácticamente no hay transformación de la austenita, aunque se crucen las zonas de transformación perlítica y bainítica. A 400°C empezamos a contar a partir del tiempo 0. Después de 10 3s a esta temperatura el 100% de la austenita nuevamente se transforma en bainita. Al templar a temperatura ambiente no ocurre ningún cambio Mg. ING°. METALURGISTA CIP N° 144416 NICANOR MANUEL VEGA PEREDA 12 12


microestructural. Por este motivo la microestructura final a temperatura ambiente consiste en 50% de perlita y 50% de bainita.

FIGURA 1 0.1 9 DIAGRAMAS SOBREIMPRESOS DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA Y DE ENFRIAMIENTO CONTINUO DE UN ACERO EUTECTOIDE.


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