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TRANSFORMACIONES EN FASES SLIDAS

Las transformaciones cercanas al equilibrio son aquellas que se realizan extremadamente lento permitiendo la difusin de todos los elementos.Nucleacin y Crecimiento en Fases SlidasNucleacin Homognea En materiales como el hierro, en los cuales al enfriarse se produce un cambio de fase en estado slido: , la fase de baja temperatura debe nuclear primero en el interior de la matriz de la fase de alta temperatura antes de que la transformacin pueda proseguir.La fuerza que mueve esta transformacin proviene de:Gv = G - G(14)

donde: G es la energa libre por unidad de volumen de la fase

La Figura 1 muestra el Diagrama de G v/s T para las fases y .

Para que se produzca la transformacin se requiere que Gv < 0, luego G < G.

Figura 1 Diagrama de G v/s T para las fases y .Resistencias a la nucleacinAl nuclear una partcula de fase se genera una superficie, sta posee una energa de superficie por unidad de rea igual a -, la cual es caracterstica de la interfase -. Adems, como normalmente hay cambios de volmenes al pasar de a , y debido a la oposicin que presentan los slidos a la deformacin, el cambio de fase agrega un nuevo trmino de energa libre, que es proporcional a la deformacin (). Por tanto, el cambio total de energa libre es:

(15)

donde:A, B y C son constantes.

Variacin de la energa de interfaseLa energa de superficie - , es menor cuanto ms parecidas sean las redes cristalinas de ambas fases, por lo que ser ms fcil crear nuevas superficies. Esta similitud es mayor para ciertos planos cristalogrficos que para otros.

Figura 2 Dibujo esquemtico que ilustra tres tipos de interfase: (a) Coherente; (b) Semi-coherente; (c) Incoherente.Coherentecalce perfecto y energa de superficie muy baja.

Semicoherente calce parcial y - intermedia.

Incoherenteno hay calce alguno y es - mxima.Variacin de la barrera de energa crtica o energa de activacin con la energa de interfaseG* ser mxima si la interfase es incoherente, intermedia si es semicoherente y mnima si es coherente.

Figura 3 Variacin de la barrera de energa crtica G* y del radio crtico, al variar la energa de interfase.Variacin de la barrera de energa crtica o energa de activacin con la energa de deformacin

Figura 5 Variacin de G* y dr r* con el grado de sobreenfriamiento T.Figura 4 Deformacin de la red cristalina.Mientras mayor sea la energa de distorsin de la red cristalina por la formacin de la nueva fase, mayor ser la barrera de energa crtica.Variacin de la barrera de energa crtica o energa de activacin con el sobreenfriamientoPara que un ncleo crezca establemente su radio debe ser mayor que un radio crtico, r*, y la activacin trmica debe ser suficiente para alcanzar la barrera de energa de activacin, G*. Si un ncleo de radio r no alcanza r*, tampoco alcanza G* y tiende a redisolverse; en cambio si alcanza r* alcanza tambin G* y el ncleo crece establemente.

- es la energa de interfase,TE es la temperatura de equilibrio,E es el calor latente,T es el sobreenfriamiento[1]

[1] T=Tequilibrio - Tsobreenfriamiento

(16)

Gv es funcin del grado de sobreenfriamiento, T, respecto de la temperatura de equilibrio, Teq:Factores que facilitan la nucleacin de la nueva faseG* es proporcional a y Gv es proporcional a TG* disminuye al crecer T, por lo tanto, el mayor grado de sobreenfriamiento favorece la nucleacin. G* disminuye si - disminuye, la coherencia entre ncleo y matriz facilita la nucleacin.G* disminuye si la energa de deformacin entre la matriz y el nuevo ncleo disminuye

B) Nucleacin HeterogneaNucleacin heterognea es aquella que se produce en torno a defectos de la matriz; estos pueden ser: agrupaciones de vacancias, dislocaciones, bordes de granos, bordes de interfase, superficies libres, partculas, etc. La razn por la cual los defectos de los cristales ayudan a la nucleacin es que ellos tienen una cierta energa asociada, cuando stos son total o parcialmente destruidos durante la nucleacin, su energa contribuye a alcanzar la barrera de energa de activacin para la nucleacin. Para nucleacin heterognea, el cambio de energa cuando se forma un ncleo es:

(17)Donde:GD es la energa del defecto que se destruye al formarse el ncleo de la nueva fase.Formacin de ncleos en bordes de granos

Figura 6 Formaciones de precipitados en bordes de grano.

Figura 7 Diagrama de nucleacin en borde de grano. VELOCIDAD DE NUCLEACIN dN/dt Usando termodinmica estadstica se puede demostrar, que el nmero n(i) de agrupaciones de i tomos de la nueva fase en equilibrio en la fase matriz a la temperatura T, es:

(18)donde:N es el nmero total de tomosGi es la energa de activacin para formar una agrupacin o embrin de i tomos

La velocidad de nucleacin,dN/dt , ser la velocidad a la cual los embriones de tamao crtico se transforman en ncleos viables. Esto es, la velocidad a la cual los embriones pasan del tamao crtico i* al tamao (i*+1).La frecuencia de tomos que llegan o dejan al embrin es proporcional al coeficiente de difusin D de dichos tomos en la matriz:

(19)Q es la energa de activacin para la difusin del tomo (i*+1) VELOCIDAD DE NUCLEACIN dN/dtLa velocidad de nucleacin,dN/dt , ser la velocidad a la cual los embriones de tamao crtico se transforman en ncleos viables. Esto es, la velocidad a la cual los embriones pasan del tamao crtico i* al tamao (i*+1).La frecuencia de tomos que llegan o dejan al embrin es proporcional al coeficiente de difusin D de dichos tomos en la matriz:

(19)Q es la energa de activacin para la difusin del tomo (i*+1) Por lo tanto, la frecuencia con que los embriones de tamao crtico i* crecen al tamao (i*+ 1), es decir, se transforman en ncleos estables, ser proporcional a n(i*) D. Luego reemplazando:

Luego: (dN/dt) =

(20)

Variacin de dN/dt con la temperaturaPor consiguiente, la curva dN/dt vs T presenta un mximo, porque el primer trmino se hace igual a 0 para T = Teq y tambin para T = 0. La Figura 8 muestra la variacin de dN/dt con T y tambin el tiempo para completar la nucleacin, que corresponde al recproco de dN/dt.

Figura 8 (a) Variacin de la velocidad de nucleacin con la temperatura de la transformacin; (b) Tiempo para completar la nucleacin 1/.VELOCIDAD DE CRECIMIENTO DE LA NUEVA FASELa nueva fase crece por migracin de la interfase -, esta velocidad es controlada por una combinacin de :GV que es la fuerza impulsora de la transformacin y D que es el coeficiente de difusin de los tomos que se mueven para adherirse a los ncleos de la nueva faseCombinando efectos se tiene:

(22)En este caso, la curva v/s T tambin presenta un mximo a una temperatura intermedia entre 0 y Teq. La Figura 3.3-1 muestra esquemticamente la variacin de GV, D y con la temperatura.

Figura 9 (a) Variacin de D y GV con la temperatura; (b) Variacin de con la temperatura.Variacin de dN/dt, dG/dt y dTransf/dt con la temperatura de la transformacinSi la transformacin se realiza a T1 tenemos dG/dt alta y dN/dt baja, por lo tanto, el grano final de la fase que est nucleando ser grueso.En cambio, si la transformacin se realiza a T2 dN/dt es alta y dG/dt es baja, por lo tanto el grano final de la fase que est nucleando ser fino.

Figura 10 dG/dt y dN/dt en funcin de T.T1T2

Figura 11 (a) Variacin de la velocidad total de la transformacin (incluyendo los efectos de la velocidad de nucleacin y de crecimiento) con la temperatura. (b) Curvas T T T: tiempo para completar diversas fracciones de transformacin en funcin de la temperatura.

Diagrama de fases Hierro Carbono TRANSFORMACIN = + Fe3C DE UN ACERO HIPOEUTECTOIDELos aceros con una concentracin de C menor al 0,88%, se denominan hipoeutectoides y se hayan constituidos a la temperatura ambiente por ferrita proeutectoide y perlita (ferrita + cementita).

Caso de un acero con 0.4%C enfriado lentamente, dentro del hornoEl acero est inicialmente a una temperatura austentica. Al bajar T entrar en la zona -, la fase comienza a nuclear en los bordes de grano de la austenita. Si sigue bajando la T, aumenta la fraccin de y sus granos se van engrosando. La fase restante se va enriqueciendo en C hasta llegar a 0.8% de ste a la temperatura eutctoide. Bajo esta temperatura la fase restante se transforma en una mezcla eutectoide de +Fe3C, segn la reaccin eutectoide: + Fe3C = perlitaTRANSFORMACIN = + Fe3C DE UN ACERO HIPOEUTECTOIDE. Enfriamiento lento (recocido)La microestructura de este acero a temperatura ambiente consiste en un 50% de granos gruesos de ferrita y en un 50% de colonias de perlita. Es importante destacar que la perlita crece en forma de colonias redondeadas de placas alternadas de ferrita y cementita. En base a lo anterior, podemos decir, que hay dos fases presentes: ferrita, (en forma proeutectoide y en la perlita), y cementita.Temperaturas de recocido y normalizadoLas temperaturas adecuadas de recocido y de normalizado dependen del % de carbono del acero, deben estar dentro del rango completamente austentico; pero no deben ser muy altas porque crece mucho el grano de la austenita y el acero quedar frgil. Usualmente las temperaturas son 50C superiores a la curva A3. La esferoidizacin es un proceso por el cual las placas de cementita en la perlita se transforman en esferas, el acero queda muy blando y dctil. El proceso se realiza a temperatura levemente inferior a la temperatura eutectoide (723C

Temperatura de recocido, normalizado y esferoidizacin.

Enfriamiento a velocidad intermedia (normalizado)Si el acero es enfriado ms rpido, sacndolo del horno a temperatura austentica y dejndolo enfriar al aire se produce el tratamiento denominado normalizado. Con este enfriamiento ms rpido, o si el grano de la austenita ( ) es muy grande, el crecimiento de la ferrita () se da de manera forzada, la transformacin se produce a temperaturas ms bajas que para el caso del enfriamiento en el horno; la nucleacin de la ferrita se produce en los bordes de grano de la austenita y buscando planos donde los bordes de interfase se hacen coherentes; el crecimiento de la fase toma la forma de agujas, porque de esta manera aumenta la relacin (superficie de difusin)/ (volumen de fase ). stas son las llamadas estructuras Widmansttten, no son deseables ya que son ms duras y frgiles. Este tipo de estructuras crece por desplazamiento lateral de gradas. Ferrita acicular y ferrita Widmansttten por enfriamiento al aire

Acero 1050 normalizado.Matriz de perlita con ferrita acicular y ferrita Widmansttten dibujando los bordes de granos de la antigua austenita. 100XDureza 94 RB

(Izquierda) Acero de microestructura ferrtico - perltica. La ferrita presenta forma acicular (puntiaguda) a causa de un enfriamiento moderadamente rpido. El contenido de carbono se estima en 0,45%, tipo SAE 1045

( Izquierda) Acero de composicin cercana a la eutectoide, la matriz es perlita. Se observa ferrita acicular (en agujas) y ferrita Widmansttten en los bordes de granos de la antigua austenita, lo que permite medir el tamao de grano de la austenita antes del enfriamiento. Este acero fue sometido a un tratamiento de normalizado, enfriamiento al aire.TRANSFORMACION PERLITICA

Figura 13 Nucleacin de la perlita en los bordes de grano de la austenita en un acero eutectoide.Figura 14. Diagrama esquemtico de la nucleacin y crecimiento de la perlita Figura 15. Avance de ndulos de perlita.La perlita se forma en la reaccin eutctoide: + Fe3C. Es un eutectoide laminar con placas paralelas alternadas de y Fe3C.La nucleacin de la perlita ocurre en los bordes de granos de la austenita, Figura 13, y tanto las lminas de ferrita, (), como las de cementita, (Fe3C), pueden actuar como origen de la nucleacin. Eventualmente, un ncleo vecino puede formar otra colonia, avanzando en una direccin diferente, Figura 14. El crecimiento de la perlita es de tipo nodular,Figura 15, por tanto, sta se ver en las micrografas como ndulos Cintica de la transformacin perlticaFigura 16. Curvas de transformacin de la perlita en funcin del tiempo a 680C para tiempos de: 1, 6, 16, 30, 70 y 120 micrones. Acero eutectoide.

Figura 17. Velocidades de nucleacin y de crecimiento de colonias de perlita en funcin de la temperatura en un acero eutectoide.El % de perlita formado en funcin del tiempo tiene la forma de curva sigmoidal, Figura 16. Se puede observar que la transformacin es ms rpida cuando el grano de austenita es menor, i.e., menor tiempo de austenitizacin. Las velocidades de nucleacin y crecimiento de la perlita, varan fuertemente con la temperatura de transformacin, llegndose a un mximo a 550C, Figura 17. A menor temperatura stas decrecen, y la transformacin ser reemplazada por la microestructura llamada Bainita.Cintica de la formacin de perlita. Muestra como vara la fraccin de perlita formada en funcin del tiempo para diferentes temperaturas

Variacin del espaciamiento interlaminar y de la resistencia mecnica de la perlita al variar la temperatura de la transformacin

Figura 18. Redistribucin de carbono.

Figura 19. Variacin de la tensin de fractura con el espaciamiento interlaminar (S) de la perlita.Al avanzar la perlita hacia la austenita se produce una gran redistribucin del carbono: casi no contiene C Fe3C contiene 6,7 % de C contiene 0,8% de CEsta redistribucin del carbono se efecta por difusin; si la transformacin se efecta a temperaturas ms bajasla difusin es ms lenta y esto lo resuelve el sistema reduciendo la distancia de difusin, reduciendo el espaciamiento interlaminar de la perlita (S).TRANSFORMACION AUSTENITA - BAINITASi un acero eutectoide se enfra rpido desde la temperatura austentica hasta una temperatura intermedia que puede estar entre 250 y 550C y se deja transformar isotrmicamente, la microestructura obtenida se denomina bainita..La bainita puede definirse segn su microestructura como el producto de la reaccin eutectoide de forma no laminar, en oposicin con la perlita la cual es producto de la reaccin eutectoide de forma laminar. Dado que la transformacin se realiza a menor temperatura que la perltica, la bainita pierde la caracterstica laminar de sta y tiende a tomar forma de agujas, (en una vista plana), en las cuales se entremezclan las fases:+ Fe3C

TRANSFORMACION AUSTENITA - BAINITA

Figura 20. Bainita superior en un acero eutectoide, formada a 445C. Ampliacin x10000.Figura 21 Bainita inferior formada en un acero eutectoide a 315C. Ampliacin x10000.Bainita superior y bainita inferiorLa bainita formada entre 350 y 550C, Figura 20, se llama bainita superior o plumosa, en ella la cementita esta ms bien en forma de barras que de placas. La ferrita y la cementita nuclean independientemente y el elemento que controla el crecimiento de la bainita superior es la difusin del carbono en la austenita. El crecimiento de la ferrita y de la cementita es cooperativo, la primera rechaza el carbono que es recibido por la segunda, Figura 22 y 23La bainita inferior se produce por transformacin isotrmica entre 250 y 350C. Debido a que la difusin del carbono es baja a esta temperatura, la cementita precipita internamente en las placas de ferrita. En la bainita inferior la precipitacin de carburos tiene una orientacin predominante en la cual las plaquitas de Fe3C forma 55 con el eje longitudinal de la aguja de ferrita. En la formacin de bainita inferior, la ferrita se produce a partir de la austenita por desplazamiento de corte y luego precipita la cementita al interior de la ferrita, Figura 21.

Figura 22. Dibujo esquemtico de la transformacin de bainita superior en un acero de bajo carbono, muestra la nucleacin de la ferrita en tablas y la consecuente precipitacin de carburo en la interfase ferrita-austenita.Figura 23. Nucleacin y crecimiento de la bainita superior en acero al carbono, muestra las finas laminas de ferrita Widmansttten y la nucleacin del carburo en la interfase ferrita-austenita.Vistas de la bainita inferior con diferentes ampliacionesFigura 24Bainita inferior en acero de 0,66 %C y 3,5 %Cr formada a 350 C, con ampliaciones de: (a) 700x; (b) 16000x; (c) 16000x.Figura 3.6-5. Dibujo esquemtico de la transformacin de bainita superior en un acero de bajo carbono, muestra la nucleacin de la ferrita en tablas y la consecuente precipitacin de carburo en la interfase ferrita-austenita.Figura 23 Dibujo esquemtico de la nucleacin y crecimiento de la bainita superior en acero al carbono, muestra las finas laminas de ferrita Widmansttten y la nucleacin del carburo en la interfase ferrita-austenita.

TRANSFORMACION AUSTENITA - MARTENSITA En un acero eutectoide se produce martensita cuando el enfriamiento es tan rpido que se evita la nariz de la curva de transformacin (TTT), la transformacin de la austenita se realiza con fuerte desequilibrio bajo 220C, Figura 25.La martensita en una estructura metaestable consistente en una solucin slida supersaturada de carbono en .

Figura 25 Enfriamiento que produce martensita en acero eutectoide.

Caractersticas de la Martensita

a) El tipo de martensita depende del contenido de C del acero,Figura 26:%C < 0,6Martensita en "tablas"0,6 < %C < 1,0Mixta1,2 < %CMartensita en agujasFigura 26 Efectos del contenido de C en una estructura martenstica: (a) Martensita en tablas; (b) Martensita mixta, en agujas y tablas; (c) Martensita en agujas.Caractersticas de la Martensita

b) La martensita se produce sin difusin, como la reaccin ocurre rpidamente y a tan baja temperatura no hay tiempo para que la difusin acte. La transformacin no requiere superar mediante activacin trmica una barrera de energa, por lo tanto se llama transformacin atrmica.c)No hay cambios de composicin en el paso de austenita a martensita, no originndose una migracin de los tomos de carbono.Caractersticas de la Martensita

d) La estructura cristalina cambia de FCC, austenita, a BCT, martensita, Figura 27(a). La tetragonalidad se debe al carbono interticial y el grado de tetragonalidad depende del % de carbono del acero, como se ve en la Figura 27 (b). El cambio volumtrico producto de sta transformacin, FCC a BCT, puede producir fallas en la pieza final

Figura 27. (a) Dibujo idealizado que muestra como la estruc-tura puede pasar de FCC a BCT; (b) Aumento de la te-tragonalidad con el % de C.Caractersticas de la Martensitae) La martensita comienza a formarse a una temperatura caracterstica de cada acero, Ms. El % de martensita formado crecer al bajar la temperatura respecto de Ms, hasta llegar al 100 % de transformacin a la temperatura Mf. La fraccin no transformada en martensita queda como austenita; si Mf queda bajo la temperatura ambiente queda permanentemente austenita retenida cuando se templa hasta temperatura ambiente. Un incremento en el % de C baja las temperaturas Ms y Mf, como lo muestra la Figura28 aumentando por consiguiente el % de austenita retenida..

2003 Brooks/Cole, a division of Thomson Learning, Inc. Thomson Learning is a trademark used herein under license.Figure 28 Increasing carbon reduces the Ms and Mf temperatures in plain-carbon steels

Cambio de fase (+ (

G(

G(

(

(Gv

(

TeqT

G

(a) (b) (c)

(G

(a

(c

(b

(c > (b > (a

r*

(G*(c

(G*(b

(G*(a

(G

(1

(2

(3

(3 > (2 > (1

r*

(G*(c

(G*(b

(G*(a

(a) (b) (c)

Ncleo

Borde de grano eliminado

Borde de grano

200

Teq

*

1/N

(b)

(a)

*

N

Teq

(Gv

*

(Gv, DVelocidad de la Interfase G

(Gv

D

Teq

Teq

*

*

G

N

Teq

*

*

G, N

Teq

Teq

Velocidad de TransformacinTiempo para la Transformacin

0% 50% 100%

(

(c)

(d)

(

(

(

(

(

(

(

(

(

(

(

(

(

(

(

(

(b)

(a)

T (C)

1000

900

800

700

600

500

400

0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2

Fe% de C en peso

Recocido y Normalizado

Austenita

A1

A2

A3

Temperatura de esferoidizacin

(a)

T2 ( < T1) = const.

t1 < t2 < t3

t3

t2

t1

(b)

Nueva colonia avanzando en otra direccin

Nucleacin de una nueva colonia de Fe3C en una direccin diferente

Crecimiento de ( y nucleacin de nuevas laminas de Fe3C

Crecimiento de Fe3C y nuclecin de (

Nulcleacin inicial de Fe3C

120

70

30

16

6

1 min

% de Perlita

100

80

60

40

20

0

2 10 100 200

Tiempo a 680C (seg)

.

C

700

675

650

625

600

575

525

N

*

G

*

Velocidad de nucleacin, mm3/seg

10-4 10-2 10 102 104

10-5 10-4 10-3 10-2 10-1

Velocidad de crecimiento (mm/seg)

Fe3C

(

(

c

c

Syx=19.4 kg/mm2

(FS=(0+kSmin-1

20

18

16

14

12

10

8

6

4

2

Tensin de fractura, MPa*100

0 2 4 6 8 10 12 14 16

Smin-1, -1*10-4

Temp C

800

600

400

200

0

1 10 102 103 104 105

Tiempo (seg)

A

A

A+F

+C

Ms

F+C

Bainita

Cementita

Borde de la lmina Fe3C

Lmina intersicial

de Fe3C

Borde de lmina

Ferrita bainitica

Fe3C

(

(

(

(

(a) (b)(c)

Tiempo

C

723C

800

0

Ms

Mf

(c)

(b)

(a)

c

a

eje a

eje c

Tamao de la red, ()

3.05

3.00

2.95

2.90

2.85

2.80

0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 1.4 1.6

% en peso de C