Capítulo 5: Diagramas de transformación isotérmica y de enfriamiento continuo Los diagramas tiempo-temperatura-transformación para transformaciones isotérmicas (TI) y para transformaciones de enfriamiento continuo (TEC) se usan para predecir la microestructura y dureza luego de los tratamientos térmicos o para especificar el tratamiento térmico que logrará una microestructura y dureza deseadas. Para determinar qué tipo de diagrama será el adecuado, es necesario que el usuario esté familiarizado con las distintas características, posibilidades y limitaciones de los mismos. Diagramas de transformación isotérmica Los diagramas que definen la transformación de la austenita en función del tiempo a temperatura constante se denominan diagramas de transformación isotérmica (TI). En la Fig. 5.1 se muestra un diagrama TI para un acero eutectoide indicando las transformaciones isotérmicas desde la austenita. Figura 5. 1- Diagrama de transformación isotérmica de un acero eutectoide. A austenita estable; A u austenita sobreenfriada; F ferrita; C carburo. La Fig. 5.2 muestra esquemáticamente un diagrama TI para un acero eutectoide y para otro hipoeutectoide conteniendo 0.5% C. También se muestra su relación con el diagrama Fe-C. Los aceros con contenidos de carbono por encima o por debajo de la composición eutectoide y los aceros aleados tienen diagramas un tanto más complejos que aquellos correspondientes a aceros eutectoides, donde por arriba de la nariz de la curva sólo se forma perlita y por debajo sólo bainita. El comienzo y el final de las curvas para la formación de la perlita se aproximan a la temperatura Ae 1 para grandes tiempos de transformación y se mueven a tiempos más cortos con la disminución de las temperaturas de transformación. El diagrama TI para el acero hipoeutectoide tiene una curva extra que indica el comienzo de la transformación de ferrita proeutectoide. La última curva se aproxima a la temperatura Ae 3 para el acero con 0.5% C con el incremento del tiempo de transformación. Los aceros 1
hipoeutectoides con menores contenidos de carbono tendrán mayores temperaturas Ac 3 y, por lo tanto, regiones expandidas de ferrita proeutectoide coexistentes con austenita. De manera similar, los aceros hipereutectoides tendrán diagramas TI con curvas para el comienzo de la formación de cementita proeutectoide. El diagrama anterior también muestra otras diferencias entre los aceros eutectoides e hipoeutectoides. Una diferencia está en la temperatura M s : a menor contenido de carbono, mayor es la temperatura M s. Otra diferencia es la aceleración de la transformación de la austenita a ferrita proeutectoide con la disminución del contenido de carbono. Esto es, la posición de la nariz de la curva en el acero hipoeutectoide se encuentra a tiempos relativamente más cortos comparados con los del eutectoide. Las líneas de trazos en las Figs. 5.2 (b) y (c) son aproximaciones a la posición exacta de las curvas en el inicio de las transformaciones. Figura 5.2- Relación entre el diagrama Fe-C (a) con el diagrama TI de un acero eutectoide (b) y un acero con 0.5% C (c). Las regiones identificadas como N, FA y S en (a) son los rangos de temperatura de los tratamientos térmicos de normalizado, recocido completo y esferoidizado, respectivamente. La Fig. 5.3 muestra un diagrama TI del acero de baja aleación DIN 50CrV4. Las regiones de transformación de las fases ferrita (F), perlita (P) y bainita (B) en el diagrama tiempo-temperatura (la abscisa está siempre en escala logarítmica) son válidas sólo bajo condiciones de temple rápido desde la temperatura de austenización a la temperatura elegida para la transformación y luego mantenimiento a dicha temperatura. Esta es la forma en que el diagrama TI se produce. Por lo tanto, el diagrama TI debe leerse sólo a lo largo de las isotermas. El comienzo y finalización de la transformación de la ferrita, perlita y bainita en los procesos isotérmicos tienen lugar de acuerdo a la función: M=1-exp(-bt n ) donde M es la fracción de la fase transformada, t el tiempo (seg), b=2*10-9 y n=3. Como esta función empieza y termina muy plana (Fig. 5.4), el momento preciso en el que la transformación comienza y termina es difícil de establecer con exactitud. Por lo cual, se concuerda en que el lugar de la curva que marca el comienzo de la transformación indica el 1% de la fase que se origina y donde la curva marca el final de la transformación indica el 99% de la austenita transformada. Sólo la formación de la martensita tiene lugar sin difusión y depende sólo de la temperatura por debajo de Ms a la cual se realiza la transformación. Algunos diagramas TI, cuando se leen a lo largo de las isotermas permiten al usuario determinar el porcentaje de fases transformadas y la dureza alcanzada. Por ejemplo, en la Fig. 5.5 se muestra cómo cuando el acero DIN 41Cr4 (austenizado a 840ºC y mantenido por 5 min) es templado a 650ºC y mantenido a esa temperatura, luego de 12 seg comienza la 2
transformación de la ferrita. Luego de 30 seg comienza la transformación de la perlita y de 160 seg la transformación se completa con 5% v/v de ferrita y 95% v/v de perlita. La dureza alcanzada es de 20 HRC. Si en cambio es templado a 300ºC, de manera instantánea se forma 50% v/v de martensita. Figura 5. 3- Diagrama de transformación isotérmica del acero DIN 50CrV4. Los elementos aleantes que se disuelven solo en la ferrita y en la cementita sin la formación de carburos ejercen un efecto cuantitativo en los procesos de transformación (Fig. 5.6a). El Co aumenta la velocidad de transformación pero la mayoría de los elementos, incluyendo el Ni, Si, Cu, Al, etc., las retrasan. Los elementos formadores de carburos del tipo M 3 C, M 23 C 6, M 7 C 3 y M 6 C, producen cambios tanto cuantitativos como cualitativos en la cinética de transformación isotérmica de la austenita y éstos dependen de la temperatura: A 700-500ºC (formación de la perlita), retardan la transformación A 500-400ºC disminuyen intensamente la velocidad de transformación A 400-300ºC (formación de la bainita), aceleran la transformación Así, los aceros aleados con elementos formadores de carburos (Cr, Mo, Mn, W, V, etc.) poseen dos velocidades máximas de transformación isotérmica de la austenita separadas por una región de relativa estabilidad de una austenita no sobreenfriada (Fig. 5.6b). La transformación isotérmica de la austenita posee dos intervalos bien definidos (1) hacia una estructura laminar (transformación perlítica) y (2) hacia una estructura acicular (transformación bainítica). Como ya se mencionó, en los aceros aleados la transformación perlítica consiste en una transformación eutectoide con redistribución por difusión del carbono y de los elementos de aleación. El tipo de elementos de aleación y su proporción en solución sólida en la austenita determina la velocidad de las etapas individuales de la transformación perlítica y, por lo tanto, de la cinética como un todo. La naturaleza del aumento de la estabilidad de la austenita sobreenfriada bajo la influencia de elementos de aleación es bastante complicada. Mientras que en los aceros al carbono la transformación perlítica está asociada con un cambio del parámetro de red y redistribución del carbono por difusión, en los aceros aleados estos procesos son 3
reemplazados con la formación de carburos y la redistribución por difusión de los elementos de aleación disueltos de manera diferente en la ferrita y el carburo. No sólo los elementos solubles en la austenita poseen pequeños coeficientes de difusión que en algunos casos son varios órdenes de magnitud menores que el del carbono, sino que algunos de ellos (por ej. Mo, W) disminuyen la velocidad de difusión del carbono en la red austenítica. Además, algunos de los elementos (por ej. Cr, Ni) retardan la formación de la ferrita eutectoide que es parte de la transformación perlítica. Figura 5. 4- Relación entre la cantidad de fase transformada (M) y el tiempo en los diagramas TI. Figura 5. 5- Diagrama de transformación isotérmica del acero DIN 41Cr4. Figura 5. 6- Diagramas de transformación isotérmica de la austenita. (a) Acero al carbono y aleado sin elementos formadores de carburos; (b) Acero al carbono y aleado con elementos formadores de carburos. 4
Usualmente, los diagramas TI se realizan mediante examinación metalográfica de probetas mantenidas por varios períodos de tiempo a varias temperaturas entre Ae 3 o A cm y M s. Se requieren más de un centenar de probetas para determinar un diagrama completo TI para un acero dado. El procedimiento consta de un calentamiento en la fase austenítica durante un tiempo suficiente, usualmente una hora, para producir austenita homogénea. El tratamiento de austenizado determina el tamaño de grano y la disolución de carburos. Una vez completado el austenizado, una serie de probetas se enfrían rápidamente, generalmente por inmersión en un baño de sales fundidas, hasta una dada temperatura de transformación isotérmica. Las probetas se mantienen por varios tiempos hasta que finalmente son templadas a temperatura ambiente. Las probetas mantenidas por los tiempos más cortos transformarán completamente a martensita durante el enfriamiento. Esto se debe a que el tiempo de mantenimiento a temperatura es insuficiente para cualquier transformación controlada por difusión. La austenita en las probetas mantenidas a temperatura por mayores períodos de tiempo transformará a ferrita, cementita, perlita y/o bainita dependiendo de la temperatura y la composición del acero. La detección de las primeras pequeñas cantidades de esas fases en probetas mayormente transformadas a martensita, establece el tiempo para el comienzo de transformación en una dada temperatura. Con mayores tiempos de mantenimiento en la temperatura de transformación, mayor cantidad de austenita transforma a ferrita, cementita o mezclas de ellas, y menor es la proporción de martensita después del temple a temperatura ambiente. Finalmente, después del mantenimiento por un período de tiempo suficiente a temperatura, se completa la transformación de la austenita antes del temple y se establece el tiempo para el final de la transformación. Cuando el proceso se repite para un número dado de temperaturas, puede entonces establecerse el diagrama completo TI. Además del método de examinación metalográfica de probetas mantenidas isotérmicamente por varios períodos de tiempo a temperatura (la forma más precisa), se emplean otras técnicas experimentales. Las medidas de dureza, por ejemplo, reflejan las fases presentes en probetas que han sufrido alguna transformación. Un listado de fases en orden de incremento de dureza debería incluir: ferrita, perlita, bainita y martensita. Las durezas serán mínimas para probetas en las cuales se completó la transformación isotérmica de la austenita y máximas para microestructuras producidas por temple después de un corto tiempo de mantenimiento isotérmico. El comienzo y el fin de las transformaciones pueden determinarse siguiendo los cambios en la dureza en función del tiempo de mantención isotérmica. Otra vía para determinar diagramas TI es por dilatometría. Esta es una técnica experimental que mide cambios en la longitud de las probetas. Esto es, se mide la expansión que acompaña la transformación de austenita a ferrita o a ferrita y carburos. En la Fig. 5.7 se observa el diagrama TI de un acero obtenida por examinación metalográfica y por dilatometría. Puede apreciarse una mayor sensibilidad en la primera técnica. Diagramas de transformación de enfriamiento continuo La mayoría de los tratamientos térmicos realizados sobre aceros se llevan a cabo por enfriamiento continuo más que por mantenimiento isotérmico. Por esta razón existen diagramas que representan la transformación de la austenita durante el enfriamiento a diferentes velocidades denominados diagramas de transformación de enfriamiento continuo (TEC). En la Fig. 5.8 se muestra el diagrama de TEC para el mismo calentamiento que en la Fig. 5.3 para el acero de baja aleación DIN 50CrV4. Cuando se comparan las curvas para el comienzo de la transformación de los diagramas TEC y TI para el mismo calentamiento y acero (Fig. 5.8 y 5.3) se encuentra que en el diagrama TEC las curvas se encuentran levemente desplazadas hacia tiempos mayores y temperaturas menores. Por ejemplo, en el diagrama TI de la Fig. 5.3, el menor tiempo para el comienzo de la transformación de la ferrita es 16 seg a 5
650ºC y el tiempo correspondiente para la bainita es 9 seg a 480ºC. Sin embargo, en el diagrama TEC de la Figura 5.8, el menor tiempo para el comienzo de la transformación ferrítica es 32 seg a 620ºC y de la bainítica 20 seg a 380ºC. Esto indica que en los procesos de transformación en enfriamiento continuo las transformaciones comienzan a mayores tiempos que en los procesos de transformaciones isotérmicas. Figura 5.7- Comparación de un diagrama TI del acero con designación alemana 42 CrMo 4 (0.38% C, 0.99% Cr y 0.16% Mo) determinado por dilatometría (líneas de trazos) y metalográficamente (líneas continuas). Figura 5.8- Diagrama de transformación de enfriamiento continuo del acero DIN 50CrV4. 6
Debe notarse que también con el aumento de la temperatura de austenización las curvas que indican el comienzo de la transformación de una fase en particular pueden resultar desplazadas hacia mayores tiempos. En la Fig. 5.9 se observan los diagramas de TEC para el acero DIN 16MnCr5 luego del austenizado a 870ºC (a) y a 1050ºC (b). En el último caso, las regiones de ferrita y perlita están desplazadas hacia mayores tiempos. Por lo tanto, es necesario cuando se utilizan los diagramas TEC verificar que la temperatura de austenización que se usó para generar el diagrama corresponda a la de las partes tratadas. En general, y especialmente para aceros endurecibles, se probó que los intentos de derivar los diagramas TEC a partir de los TI sin verificación experimental fueron insatisfactorios. A continuación se indican algunas características de los diagramas TEC que no tienen su contraparte en los TI: - Disminución de la temperatura M s a bajas velocidades de enfriamiento. - El revenido de la martensita que toma lugar en el enfriamiento desde M s hasta aproximadamente 200ºC. - El predominio de la bainita como producto de transformación. - La extraordinaria variedad de estructuras encontradas - La inesperada presencia de ferrita en aceros de alto carbono tales como los AISI 52100. La disminución de la M s con el decrecimiento de la velocidad de enfriamiento en un acero dado se debe a la expulsión de carbono dentro de la austenita a medida que se forman las estructuras ferríticas o bainíticas durante el enfriamiento. La austenita no transformada tiene por lo tanto mayor concentración de carbono y menor temperatura M s. El revenido de la martensita durante el enfriamiento se asemeja a un autorevenido y es más común en aceros de bajo carbono sin aleantes con altas temperaturas M s. Esto resulta en la presencia de martensita sobre un amplio rango de temperaturas durante el enfriamiento. Durante este período del temple, el carbono tiene suficiente movilidad para formar los carburos característicos de la martensita revenida. La formación de bainita la promueven ciertos elementos aleantes, en particular el Mo, y las altas velocidades de enfriamiento que promueven transformaciones por corte sobre las transformaciones controladas por difusión. La complejidad de microestructuras se debe al aumento de la finura y el entremezclado de los productos de transformación de la austenita a medida que la transformación procede a temperaturas sucesivamente más bajas durante el enfriamiento. Finalmente, en aceros de alto contenido de carbono algunas veces se observa ferrita cuando lo esperable es encontrar cementita proeutectoide. Esto puede resultar en virtud de la incompleta disolución de carburos durante la austenización. Como resultado de lo anterior, algo del carbono queda atrapado en los carburos y la austenita tiene menor contenido de carbono que lo previsto y se comporta como aquella de un acero hipoeutectoide. Debido a las diferencias entre los diagramas TI y TEC, los últimos se determinan experimentalmente por dilatometría. Mediante esta técnica se mide el cambio de longitud y temperatura con el tiempo de una probeta estándar debidos a la expansión asociada con la transformación de la austenita. Se registra el inicio y finalización de la transformación de las fases relevantes con cada curva de enfriamiento, y estos puntos se conectan para obtener las regiones de transformación para dichas fases. Por lo tanto, un diagrama TEC debe ser leído únicamente en la forma en que fue desarrollado, es decir, a lo largo de las cuevas de enfriamiento. Como se observa en la Fig. 5.8, una estructura monofásica se obtiene en casos de muy alta velocidad de enfriamiento (martensita) o muy baja (perlita). En todo el resto de las condiciones de enfriamiento se obtiene una mezcla de fases. Cuánto de cada fase contiene cada mezcla puede leerse en porcentajes en los números a los largo de las curvas de enfriamiento. Los números al final de cada curva de enfriamiento indican la dureza luego del temple. Por ejemplo, como se muestra en la Fig. 5.8, si el enfriamiento procede a la velocidad marcada con X, a temperatura ambiente se tendrá una mezcla de 10% ferrita, 30% perlita, 7
30% bainita y, el resto, 30% martensita, y la dureza luego del temple será de 47 HRC. Debe hacerse notar que el área que atraviesa una curva de enfriamiento de una fase (región) no es una medida de la cantidad de la fase transformada. Figura 5. 9- Diagramas TEC del acero DIN 16MnCr5 (a) cuando la temperatura de austenizado es 870ºC y (b) es 1050ºC. Las Figs 5.10 y 5.11 son diagramas TEC que muestran los efectos de los aleantes sobre las transformaciones durante el enfriamiento. Se comparan dos aceros conteniendo 1.4% Ni, 0.36% Si y 0.85% Mn y que difieren solamente en el contenido de Mo. Los diagramas se seleccionaron de un atlas que sistemáticamente caracteriza los efectos del Mo, Cr, Ni y Si sobre los diagramas TEC de aceros con 0.4% C. Las microestructuras resultantes de curvas de enfriamiento seleccionadas de las Figs. 5.6 y 5.7 se muestran en las Figs. 5.12 y 5.13. Cada curva de enfriamiento y microestructura está identificada por la dureza DPH de la microestructura producida por aquella secuencia de enfriamiento. Las Figs. 5.10 y 5.12 muestran que el Ni baja las temperaturas Ac 3 y Ac 1 en concordancia con su rol de estabilizador de la austenita en aceros. Asimismo incrementa la templabilidad (es decir, la habilidad de formar martensita durante el enfriamiento) por su efecto en cuanto a desviar la transformación proeutectoide y de la perlita hacia períodos de tiempos más largos. Aunque las regiones austenita-ferrita y austenita-perlita no están diferenciadas en la Fig. 5.10, las microestructuras en la Fig. 5.12 muestran que los productos de transformación para el enfriamiento continuo son ferrita proeutectoide equiaxiada y perlita. Esta microestructura produce durezas de 219, 210 y 185 DPH (ver Figs. 5.12 (b), (c) y 8
(d), respectivamente). El aumento de templabilidad debido al Ni, Mn y Cu se atribuye a la disminución de las temperaturas de transformación y las consecuentes menores velocidades de difusión. Las Figs. 5.11 y 5.13 muestran que la adición de alrededor de 0.5% Mo a aceros con 1.4% Ni produce cambios importantes en las características de la transformación durante el enfriamiento y en las microestructuras. La templabilidad aumenta notoriamente, se retarda severamente la formación de perlita y ferrita proeutectoide equiaxiada y la transformación bainítica se torna prominente. También es evidente el espacio que se forma a veces entre dos mecanismos de transformación. El fuerte efecto del Mo y de otros elementos ferritizantes tales como el Cr y el Si, se atribuye al hecho de que el Mo debe difundir durante la formación de la perlita. Debido a que por debajo de Ae 1, el Mo difunde a muy baja velocidad, la transformación perlítica es fuertemente retardada. La formación de ferrita, por un mecanismo de corte o cizallamiento, por otro lado, no requiere la partición o difusión de elementos sustitucionales y como resultado las narices de las curvas para ferrita Widmanstätten y para bainita son más bajas y son una característica distintiva de los diagramas TEC para aceros conteniendo Mo. Por supuesto, la excelente templabilidad mostrada en la Fig. 5.11 se debe a la combinación de los efectos de los aleantes Mo y Ni. Las Figs. 5.10-5.13 muestran otros ejemplos de las características de las transformaciones de enfriamiento continuo discutidas anteriormente. La temperatura M s disminuye levemente toda vez que se forma algo de bainita y las microestructuras, especialmente en aceros con Ni-Mo (Fig. 5.13), son bastante complejas. Las Figs. 5.10 y 5.11 también muestran los efectos de la evolución del calor de transformación de los productos de transformación de la austenita en las curvas de enfriamiento. Este fenómeno se llama recalescencia y causa cambios en las pendientes de las curvas de enfriamiento y algunas veces incluso incrementa la temperatura durante transformación. Las Figs. 5.10 y 5.11 muestran que la recalescencia es más prominente a velocidades de enfriamiento altas y medias; a bajas velocidades de enfriamiento el material tiene suficiente tiempo para disipar el calor generado en la transformación. Figura 5.10- Diagrama TEC para un acero con 0.37% C, 0.36% Si, 0.85% Mn, 1.44% Ni y 0.02% Mo. El acero fue austenizado a 800ºC por 20 min. Los números en los círculos corresponden a la dureza DPH de las microestructuras producidas a las velocidades de enfriamiento mostradas. 9
Figura 5.11- Diagrama TEC de una acero con 0.37%C, 0.36% Si, 0.84% Mn, 1.40% Ni y 0.47% Mo. El acero fue austenizado a 795ºC por 70 min. Los números en los círculos corresponden a la dureza DPH de las microestructuras producidas a las velocidades de enfriamiento mostradas. Figura 5.12- Microestructuras resultantes del enfriamiento del acero mostrado en la Fig. 5.10 a cuatro velocidades diferentes identificadas por la dureza DPH. 10
Figura 5.13- Microestructuras producidas por el enfriamiento del acero mostrado en la Fig. 5.11 a cuatro velocidades identificadas con la dureza DPH. En las Figs. 5.14 (a) y (b) se muestra el diagrama TEC para un acero al carbono hipoeutectoide con 0.38% C. En la Fig. 5.15 se pueden ver las microestructuras de este acero luego de los enfriamientos realizados a las velocidades indicadas por los valores de dureza DPH (Fig. 5.14 b). El enfriamiento a la menor velocidad indicada con DPH 139 produce la estructura más blanda que consiste en ferrita proeutectoide y perlita en cantidades casi iguales (Fig. 5.15 a). Esta estructura es similar a la que se obtiene en este acero mediante enfriamiento en horno. Aumentando un poco la velocidad de enfriamiento se genera perlita más fina y algo menos de ferrita proeutectoide junto con un aumento de la dureza (Fig. 5.15 b). Aumentando aun un poco más la velocidad de enfriamiento, se reduce drásticamente la cantidad de ferrita proeutectoide formada que bordea los bordes de grano de la austenita primaria y comienza a formarse algo de ferrita Widmanstätten. Con un aumento posterior de la velocidad de enfriamiento (Figs. 5.14 b y 5.15 d), se forma muy poca cantidad de ferrita proeutectoide y en cambio, se observa que la perlita crece en el borde de grano de la austenita primaria. Se forma también algo de bainita y martensita que transforma a partir de la austenita sin transformar que alcanza la temperatura M s. Mayor aumento en la velocidad de enfriamiento genera un aumento en la cantidad de martensita formada (Fig. 5.15 e). Algo de ferrita proeutectoide y de perlita se forma en borde de grano de la austenita primaria y se observan pequeñas cantidades de bainita acicular. Se debe notar que la dureza aumenta notablemente debido al gran porcentaje de martensita. Finalmente, en la última microestructura (Fig. 5.15 f), la estructura es casi totalmente martensita pero aun se encuentran pequeñas cantidades de bainita y perlita en los bordes de grano austeníticos. 11
Figura 5. 14- (a) Diagrama TEC para un acero al carbono 0.3% C (0.70% Mn, 0.25% Si). En líneas punteadas se muestra el diagrama TI. (b) Mismo diagrama que en (a) indicando las velocidades de enfriamiento seleccionadas y la dureza DPH. Transformación de enfriamiento continuo y diámetro de barra La British Steel Coporation preparó un atlas que presenta las transformaciones de enfriamiento continuo en función del diámetro de barra en vez del tiempo. Este atlas es valioso especialmente en los tratamientos térmicos debido a que permite una estimación de la microestructura que se formará en el centro de una barra de un dado diámetro para un gran número de aceros usados en ingeniería en condiciones de enfriamiento al aire, temple en aceite y temple en agua. Acompañando a cada uno de los diagramas TEC se indican las durezas relacionadas al diámetro de barra en la condición enfriada y, a veces, la dureza luego del revenido. La caracterización del diámetro de barra es esencialmente una representación de la templabilidad, tratada en el capítulo 8, pero que se incluye aquí debido a su relación directa con las transformaciones de enfriamiento continuo. 12
Figura 5. 15- Microestructuras de un acero 0.38% C luego de enfriamientos continuos a las velocidades indicadas en la Fig. 5.14. La velocidad de enfriamiento aumenta de a hacia f y cada muestra se identifica con el valor de DPH. La Fig. 5.16 muestra el diagrama TEC para un acero al carbono conteniendo 0.38% C, 0.20% Si y 0.70% Mn. En absisas se grafica el diámetro de la barra asociado con el enfriamiento en aire, temple en aceite y temple en agua. Las líneas verticales asociadas con un dado diámetro muestran las microestructuras esperables en el centro de la barra de dicho diámetro. Por ejemplo, la línea de trazos identificada como air cool (enfriamiento en aire) muestra que se espera una microestructura de ferrita, perlita y pequeñas cantidades de bainita en una barra de 10 mm de diámetro enfriada en aire. De la misma manera, las líneas de trazos verticales marcadas como water quench y oil quench (temple en agua y aceite, respectivamente) indican que se esperará tener martensita y bainita más martensita, respectivamente, en una barra de 10 mm de diámetro templadas en los dos medios. La Fig. 5.17 muestra un diagrama TEC para un acero 0.4% C con mayor aleación. El diagrama muestra que una barra de 10 mm de diámetro de este acero, aún enfriado en aire será totalmente martensítico y que barras templadas en aceite hasta 100 mm de diámetro serán totalmente endurecidas. 13
Figura 5.16- Diagrama TEC de una acero Fe-C con 0.38% C y 0.70% Mo. Las transformaciones y las microestructuras están en función del diámetro de barra. Figura 5.17- Diagrama TEC de un acero aleado con 0.40% C, 1.50% Ni, 1.20% Cr y 0.30% Mo, en función del diámetro de barra. 14
Los diagramas TEC que relacionan la microestructura con el diámetro del material, por lo tanto, permiten una directa evaluación no sólo de la posibilidad de producir máximas durezas en una barra de un diámetro dado, sino también de la capacidad de producir estructuras enfriadas en aire o normalizadas con microestructuras ferrita-perlita de baja dureza. Se debe tener presente que las microestructuras son aquellas que estarían presentes en el centro de las barras, y que pueden existir gradientes de microestructuras y durezas entre el centro y la superficie de las barras debido a las variaciones en la velocidad de enfriamiento entre dichas zonas. Por último cabe notar que algunos diagramas TEC como el de Fig. 5.17 presentan un gap que representa un rango de temperaturas donde aparentemente no ocurren transformaciones durante el enfriamiento. Esto se debe al enriquecimiento en carbono de la austenita durante el enfriamiento cuando se forma ferrita en altas temperaturas y/o a cambios en los tiempos de incubación para la nucleación de perlita y bainita durante el enfriamiento. En otro tipo de diagramas de origen norteamericano, los constituyentes y la dureza finales se predicen de manera un poco diferente. Por ejemplo, en la Fig. 5.18 (a), en vez de curvas de enfriamiento obtenidas por dilatometría, se utilizan curvas de enfriamiento tomadas a distintas distancias desde el extremo templado de una probeta Jominy. Si se sigue una de estas curvas como la que corresponde a 19.1 mm (3/4 in.) desde el extremo templado, se puede observar que a los 25 seg comienza a desarrollarse ferrita, a los 30 seg perlita y luego de 45 seg, bainita. Tras 90 seg de enfriamiento, el 50% de la austenita ya transformó y a 140 seg comienza la formación de la martensita. La curva presente debajo de la figura indica la dureza alcanzada a una distancia de ¾ in del extremo templado de una probeta Jominy, es decir 48 HRC. Para correlacionar esta dureza con los diferentes puntos de las secciones transversales de redondos de distintos diámetros, debe usarse un diagrama auxiliar (Fig. 5.18 b). De este diagrama se observa que puede obtenerse la misma dureza de 48 HRC a 9 mm por debajo de la superficie de un redondo de 75 mm de diámetro. Aplicación de los diagramas TI y TEC en los tratamientos térmicos En la Fig. 5.19 se muestran los tratamientos térmicos isotérmicos para los cuales sólo los diagramas TI pueden ser usados. El primero es recocido isotérmico para obtener estructuras gruesas de ferrita-perlita (Fig. 5.19 a). En este caso, el diagrama TI da la información de cuál debe ser la temperatura del recocido para llevarlo a cabo de la manera más rápida. El segundo proceso es la transformación isotérmica a bainita, es decir, austempering (Fig. 5.19 b). En este caso, el diagrama TI se usa primero para determinar si al acero se le puede aplicar este tratamiento, es decir, que posee suficiente templabilidad. Si esto es posible, el diagrama permitirá determinar la temperatura más apropiada para obtener la dureza deseada y el tiempo mínimo necesario para completar la transformación. El tercer proceso es el de martempering (Fig. 5.19 c), que consiste básicamente en un temple interrumpido para obtener martensita. La aplicabilidad del acero a este proceso se puede comprobar como en el caso anterior. Para este proceso, el diagrama da información sobre la temperatura necesaria del baño caliente y el tiempo máximo durante el cual las piezas pueden estar sumergidas en el mismo antes de retirarlas para enfriarlas al aire. La Fig. 5.20 muestra los únicos casos de enfriamiento continuo para los cuales sólo los diagramas TEC pueden usarse. El primero (Fig. 5.20 a) es temple para obtener martensita y el diagrama permite conocer la velocidad de enfriamiento crítica para el acero en cuestión. El segundo caso (Fig. 5.20 b) es un proceso de enfriamiento continuo, por ejemplo, en aire luego de un normalizado, donde el diagrama se usa para seleccionar la velocidad de enfriamiento necesaria para obtener la dureza requerida en una estructura ferrita-perlita. El tercer caso (Fig. 15
5.20 c) representa cualquier régimen de enfriamiento continuo del cual se obtiene más de dos fases. En cualquiera de estos casos, los diagramas permiten determinar la porción de cada fase y la dureza en la estructura final. Figura 5. 18- (a) Diagrama TEC y curva de templabilidad Jominy para AISI 3410. (b) Carta mostrando la relación entre la velocidad de enfriamiento a distintas distancias de la probeta Jominy y la velocidad de enfriamiento en aceite agitado de redondos de 12.5-100 mm de diámetro. 16
Figura 5. 19- Tratamientos térmicos isotérmicos para los cuales sólo los diagramas TI pueden ser usados. (a) Recocido isotérmico. (b) Austempering. (c) Martempering. 17
Figura 5. 20- Tratamientos térmicos con enfriamiento continuo donde sólo los diagramas TEC pueden usarse. (a) Temple directo para obtener estructura totalmente martensítica. (b) Enfriamiento lento para obtener estructuras ferrita-perlita de determinada dureza. (c) Régimen de enfriamiento continuo donde se obtienen estructuras con más de dos fases. Bibliografía Krauss G., Steels, Processing, Structure, and Performance, ASM International, 2005. Totten G.E., Steel Heat Treatment Handbook, 2nd Ed., Marcel Dekker, 1997 Smith W.F., Structure and Properties of Engineering Alloys, 2nd Ed., McGraw-Hill, Inc., 1993 18