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5.6 La precipitación de Ferrita desde Austenita

(Tomado de Porter D.A., Easterling, K.E., “Phase Transformations in Metals

and alloys 1st ed. CRC Press 1981)

Esta sección se enfoca a la transformación de fase en la cual la primera fase que

aparece es la que se indica en el diagrama de fase de equilibrio. La discusión se ilustrará

tomando como referencia la transformación difusional de austenita en ferrita en el

diagrama Fe-C. No obstante, muchos de los principios son bastante generales y tienen

analogía con otros sistemas cuando las fases de equilibrio no son precedidas por la

precipitación de fases de transición. Bajo estas condiciones los sitios de nucleación más

importantes son los bordes de granos y las superficies de las inclusiones.

Considere una aleación Fe-0.15 %C en peso, a la cual, después de la austenización, se le

permite transformar parcialmente a ferrita a varias temperaturas debajo de A3 (Fig. 5.45) y

entonces se templa en agua. Las microestructuras resultantes se muestran en la Fig.

5.46a. Las áreas blancas son ferrita (α). Las grises son martensita que se forma desde

una austenita no transformada (γ) durante el temple. A un pequeño sub-enfriamiento

abajo de A3, Figura 5.46a, la ferrita se nuclea en los bordes de grano de la austenita y

crece en una manera de “bloque” para formar lo que se conoce como ferrita alotriomorfa

de borde de grano. Note que están presentes las interfaces α/ɣ, presumiblemente

incoherentes, curvadas suavemente, así como las faceteadas1 semicoherentes. A

grandes sub-enfriamientos hay una fuerte tendencia para que la ferrita crezca desde los

bordes de grano como placas, llamadas placas laterales de ferrita Widmanstatten, las

cuales son más finas con el incremento del sub-enfriamiento, Fig. 5.46b, c y d.

Las mediciones experimentales en la ferrita Widmanstatten en otras aleaciones ferrosas

muestran como los planos habituales son irracionales2, desviados desde 4 a 20° desde

[111] γ, y se encuentran, usualmente, relaciones de orientación cercanas al tipo

Nishiyama-Wasserman o al tipo Kurdjumov-Sachs3. La microscopía electrónica de alta

resolución también ha mostrado que los planos “hábituales” tienen una estructura

semicoherente compleja, conteniendo escalonamientos estructurales y dislocaciones

desajustadas semejantes a las descritas en la Sección 3.4.111.

Como se explicó anteriormente, la necesidad de minimizar el ∆G lleva a la creación de

interfaces semicoherentes y de relaciones de orientación, aún en el caso de la nucleación

de bordes de grano.

1 Faceteadas: al microscopio se visualizan planas entre las 2 fases, tienen orientaciones cristalográficas

singulares. 2Planos irracionales: aquellos que no cortan la celda por sus vértices. 3 Nisshiyama-Waserman: (110)bcc//(111)fcc, [ ]bcc//[ ]fcc. Kurdjumov-Sachs: (110)bcc//(111)fcc, [ ] [ ]fcc.

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Un núcleo crítico podría entonces parecer como se muestra en la Fig. 3.45b con inter-fases coherentes o semicoherentes faceteadas (planas) y con interfaces coherentes curvadas suavemente. Para ciertas desorientaciones a través del borde de grano podría aún ser posible formar facetas de baja energía con ambos granos. Debido a la baja movilidad de las interfaces faceteadas, estas tenderán a persistir durante el crecimiento mientras que las interfaces incoherentes podrán crecer continuamente y retener una curvatura suave. Así, es posible explicar la presencia de curvas suavizadas e interfaces de facetas en la Fig. 5.46 a.

La razón para la transición de la ferrita alotriomorfa de borde de grano a placas laterales

Widmanstatten con el aumento del sub-enfriamiento, no está entendida completamente.

Aaronson y sus colaboradores han sugerido que las velocidades relativas a las cuales las

interfaces semicoherentes e incoherentes pueden migrar, varía con el subenfriamiento,

como se muestra en la Fig. 5.47. A pequeños sub-enfriamientos se propone que ambas

interfaces semicoherentes e incoherentes puedan migrar a velocidades semejantes,

mientras que a grandes sub-enfriamientos únicamente las interfaces incoherentes pueden

hacer uso completo del incremento de la fuerza motriz. Considerando la Fig. 5.13, a bajos

sub-enfriamientos deberá desarrollarse la morfología aproximadamente equiaxial,

mientras que las morfologías con forma de placa, deberán desarrollarse a altos sub-

enfriamientos. Otro factor que puede contribuir al incremento de la finura de las

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morfologías Widmanstatten con la disminución de la temperatura es que el radio mínimo

r*, de la punta de la placa es inversamente proporcional al subenfriamiento.

Se puede ver en la Fig. 5.46 que la ferrita también puede precipitar dentro de los granos

de austenita (ferrita intragranular). Se piensa que los sitios heterogéneos de nucleación

apropiados pueden ser inclusiones y dislocaciones. Estos precipitados son generalmente

equiaxiales a bajos subenfriamientos y más bien en forma de placas a altos

subenfriamientos.

En general la velocidad de nucleación dentro de los granos será menor que en los bordes

de grano. Por tanto, si hay o no precipitados intragranulares depende del tamaño de

grano del espécimen. En una austenita de grano fino, por ejemplo, la ferrita que se forma

en bordes de grano elevará rápidamente la concentración del carbón dentro de la mitad

de los granos, reduciendo con esto el subenfriamiento y haciendo la nucleación aún más

difícil. En una muestra de grano grande, se requiere un tiempo mayor para que el carbón

rechazado de la ferrita alcance los centros de los granos y, mientras tanto, habrá tiempo

para que se presente la nucleación en los sitios intragranulares menos favorables.

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Un diagrama TTT para la precipitación de ferrita en un acero hipoeutectoide tendrá una forma típica de C como se muestra en la Fig. 5.48. La transformación γ → α deberá des-

cribirse aproximadamente por la Ecuación 5.39: 4, donde Xt es la fracción transformada, y el tiempo para un porcentaje de transformación dado ( 50% p.ej.) disminuirá al incrementarse la constante k, por ejemplo en la Ecuación 5.40: para Xt= 0.5, ln0.5 = -0.7, por lo que 0.7 = ktn y t = 0.7 ( 1/n)/ k (1/n) Como siempre, la k se incrementa con pequeños incrementos en T debido al incremento de la nucleación N y de la velocidad de crecimiento G (recuerda que en JM, k= NG3 )– la k también se eleva por un incremento en el número total de sitios de nucleación. Así, la disminución del tamaño de la austenita tiene el efecto de desplazar la curva C a tiempos de transformación más cortos. Se puede marcar una temperatura Tw por debajo de la cual la ferrita se forma como placas predominantes Widmanstatten y por arriba de la cual está principalmente en la forma alotriomorfa de borde de grano. Para las aleaciones de diferentes contenidos de carbón, A3 y Tw varían como se muestra en el diagrama de fase en la Fig. 5.48b. Durante la práctica de tratamientos térmicos, como normalizados o recocidos, la trans-

formación se presenta durante el enfriamiento continuo. Bajo estas circunstancias la mi-

croestructura final dependerá de la rapidez de enfriamiento. Si la muestra se enfría muy

lentamente habrá tiempo para que se produzca la nucleación a pequeños sub-enfriamien-

tos en las esquinas, escalonamientos y límites de grano. Al crecer estos núcleos el carbón

rechazado en la austenita tendrá tiempo para difundir largas distancias y el grano de

austenita deberá mantener una composición uniforme, dada por el diagrama de la fase de

equilibrio. Finalmente la austenita alcanza la composición eutectoide y se transforma a

perlita. El enfriamiento en el horno corresponde bien a estas condiciones y un ejemplo es

mostrado en la Fig. 5.49c. Las proporciones finales de ferrita y perlita deberán ser las

determinadas por el diagrama de fase de equilibrio.

La microestructura que resulta de un enfriamiento más rápido dependerá del tamaño de

grano y la velocidad de enfriamiento. Si la rapidez de enfriamiento es moderadamente

alta, la muestra no permanecerá lo suficiente a altas temperaturas para que se presente la

nucleación. Los núcleos no se formaran hasta que se alcancen mayores

sobresaturaciones. La velocidad de nucleación, entonces, será más rápida y grandes

áreas de borde de grano se cubrirán con núcleos. Si la temperatura está por debajo de Tw

la ferrita crecerá dentro de la la austenita como placas laterales de Widmanstatten con un

espaciamiento menor al disminuir la temperatura.

Los núcleos que se forman a las altas temperaturas estarán en las esquinas de los

granos, después por las salientes de los bordes, a bajas temperaturas y, finalmente, a

temperaturas menores, en los límites de grano.

4 (n) puede variar de 1 a 4. Mientras no haya cambio en mecanismo de nucleación, n es independiente de la

temperatura. (k) depende de N y G y es muy sensible a la temperatura.

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En una muestra de grano pequeño, donde hay un gran número de esquinas y bordes, se

pueden formar un gran número de núcleos por arriba de la temperatura Tw y crecen como

alotriomorfos de bordes de grano .En una muestra de grano grande se forman

relativamente pocos núcleos a altas temperaturas y la austenita alejada de estas

partículas permanecerá supersaturada hasta temperaturas inferiores, menores de Tw,

cuando la ferrita sea capaz de nuclear en sitios de bordes de grano y crecer como placas

laterales Widmanstatten. El efecto de la velocidad de enfriamiento y el tamaño de grano

se ilustra en la Fig. 5.49. Observe también que el volumen total de la fracción de ferrita

disminuye al disminuir la temperatura de transformación. Regresaremos a este punto

posteriormente.

Si la austenita contiene más de aproximadamente 0.8% C, la primera fase que se forme

será la cementita. Esta también nuclea y crece con una relación de orientación respecto a

la austenita, produciendo morfologías semejantes a la ferrita alotriomorfa de borde de

grano a altas temperaturas, y placas laterales Widmanstatten a bajas temperaturas, como

se muestra en la Fig. 5.48b

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