TRANSFORMACION AUSTENITA- FERRITA

(Tomado de “Transformations in metals” de P.G. Shewmon Cap. 6)

AUSTENITA -> FERRITA

-CONSIDERACIONES SOBRE LA NUCLEACION DE FERRITA.

Para que la ferrita que no contienen carbón (< 0.2% C) se nuclee en una región dada de austenita

que contiene mucho más carbón, varios cambios deben de ocurrir. Debe haber, además de una

fluctuación en el contenido de carbón, un cambio en el arreglo cristalográfico de los átomos, esto

significa generar una nueva interfaz y un pequeño cambio en volumen

El mecanismo atómico para llevar a cabo esto, no esta bien entendido, sin embargo, en un sentido

formal, se puede escribir una ecuación para el incremento de la energía libre al formar un núcleo

esférico. Esta ecuación básicamente es la clásica desarrollada para la nucleación de un sólido en un

líquido

: ( )

( )

Donde el término corresponde a la deformación elástica que sufre la matriz y debido al

cambio de volumen.

De la misma manera como se vio en clase de nucleación, se puede obtener la altura de la barrera

energética o ΔG*(crítico), que resulta ser

( )

( )

Donde V* , es el volumen del núcleo crítico.

El radio crítico de la misma manera, puede expresarse como

( )

Estas deducciones, aunque en general correctas, no enfatizan el problema de hacer coincidir dos

diferentes tipos de cristales en la interfaz. Para discutir ligeramente al respecto, y mostrar algunas

de las posibilidades, considere los tres tipos de casos mostrados esquemáticamente en la figura (1):

Fig 1

En la figura 1 a), la estructura cristalina del precipitado y la matriz son idénticos, así que el núcleo

es solamente un conglomerado de soluto en una región de la rejilla. En esta situación las dos rejillas

se ajustan perfectamente en la interfaz, de esta manera la energía superficial entre precipitado y la

rejilla es virtualmente inexistente haciendo que la barrera de nucleación sea pequeña. Sin embargo

si los parámetros de rejilla de la fase rica en soluto y de la matriz difieren, el precipitado se

deformará de tal manera que será siempre positivo. Este tipo de precipitado es muy

común en sistemas del endurecimiento por precipitación.

En la figura 1b), la estructura cristalina de la nueva fase difiere de la matriz pero se obtiene de ésta

mediante corrimiento de planos. La interfaz entre el precipitado y la matriz se dice que es

“coherente” puesto que las rejillas se aparean a través de la interfaz. La interfaz coherente tiene una

energía superficial baja, pero la deformación que se requiere en las rejillas para este apareamiento

puede ser grande. Nótese que este mecanismo de cizalle y la interfaz coherente implican una

relación definida entre la rejilla del precipitado y la matriz.

En el último caso, figura 1c), se representa el caso en el cual, la estructura del precipitado es tan

diferente del de la matriz que no se puede formar ninguna interfaz coherente. Así que se forma una

interfaz incoherente, altamente energética.

El ejemplo más claro de ésta sería la formación de un gas o un líquido con el sólido.

Muchos precipitados sólidos probablemente inicialmente tienen algún grado de coherencia en la

matriz.

En la precipitación de α (ferrita) a partir de γ (austenita) en las aleaciones Fe – C, la distorsión que

se requiere para dar una interfaz coherente es grande, sin embargo, la fase α usualmente presente

una orientación especial con respecto a la matriz. Esto implica que aparezca algo parecido a una

coherencia durante la nucleación. Esto puede ocurrir por un mecanismo en el que intervengan

dislocaciones (un movimiento de cizalle en la matriz). En realidad no se necesita que exista una

coherencia completa para dar una interfaz cuya energía sea más baja que cualquier otra. Así por

ejemplo, la energía superficial que se obtiene cuando existen bordes de grano de bajo ángulo y

maclas de recocido es marcadamente diferente y baja con respecto a otro tipo de interfases.

Tratando de aparear dos granos de diferente estructura cristalina, se puede obtener una energía de

superficie igualmente baja para ciertas relaciones de orientación.

El mejor ajuste se encuentra entre el plano basal de una rejilla hexagonal compacta (hcp) y el plano

(111) de una rejilla cúbica centrada en las caras (fcc), ambos son planos compactos. Al tratar de

ajustar las rejillas (fcc) y (bcc) se puede obtener un ajuste pobre, pero de alguna manera análoga.

Este es entre los planos (110) del bcc y la (111) del fcc. Una especificación completa de esta

relación de orientación requiere que las direcciones fuertemente empaquetadas de cada una de estas

dos rejillas sean también paralelas [ ]bcc [ ] fcc como se ve en la figura (2):

Figura 2 se muestran planos de tal manera que la dirección[ ]bcc es paralela a [ ]fcc

Esta es la relación de orientación que existe a menudo entre la rejilla de la ferrita precipitada y la de

la austenita de la cual crece. Esta es llamado “relación de Kurdjumov y Sachs”, debido a los

nombres de los investigadores que primero lo establecieron.

Lo más importante a recordar es la influencia de la energía de la interfase γαβ Como se ve en la

ecuación de , esta elevado al cubo y como se vio anteriormente la rapidez de nucleación,

varía exponencialmente con , así que una pequeña variación en γαβ puede cambiar

profundamente esa rapidez de nucleación (N).

Una consideración igualmente importante concierne al papel que desempeñan los bordes de grano

en la austenita. La experimentación demuestra que la ferrita nuclea preferentemente en bordes de

grano. Como ya se vio anteriormente, el efecto de los bordes de grano puede ser entendido

cualitativamente como sigue: Para formar un núcleo crítico, el embrión debe incrementar en tamaño

hasta que se obtenga el radio crítico r*, embriones de radio r* en varios lugares, y por lo tanto, la

frecuencia de nucleación en estos sitios, depende sólo del volumen del núcleo crítico.

En la figura 3 siguiente se puede ver que el volumen del núcleo crítico baja drásticamente llendo

desde un núcleo formado en el seno de la fase madre ( β en la figura) hasta uno formado en los

bordes de grano y todavía puede disminuir más cuando el núcleo se forma en una unión de 3 bordes

de grano. El resultado es que ΔG*es siempre menor que el requerido si la nucleación se realiza

en los bordes de grano que si se realiza dentro del grano. Si se hiciera un análisis más riguroso, se

vería que siempre es necesario un mínimo de sobre-enfriamiento (ΔT) para poder obtener una

notoria rapidez de nucleación, pero que este mínimo ( ΔT) es más pequeño para la nucleación en los

bordes de grano. A sub-enfriamientos más grandes, los núcleos pueden aparecer en los bordes y

dentro de los granos, sin embargo aparecerán más pronto en los bordes.

Figura 3 núcleo de una fase cualquiera β en una matriz. Todas las partículas dibujadas tienen el

mismo radio.

El efecto del tamaño de grano sobre la cinética de nucleación se puede deducir fácilmente. En una

muestra con tamaño de grano pequeño, todos los núcleos se forman, esencialmente, de los bordes.

En una muestra con tamaño grande, los bordes se cubrirán de núcleos al principio de la

transformación pero finalmente los núcleos se formarán de dentro de los granos para quitar la

sobresaturación que ocasionan las partículas que crecen en los bordes.

MORFOLOGÍA Y CINETICA DE LA FERRITA

La Morfología puede ser categorizada en dos términos:

a) En forma de placas, o widmanstatten y

b) En forma de trozos o alotriomorfa.

Esta última forma requiere la difusión de átomos de carbón en la austenita, en distancias mucho

mayores que a0 ,(el parámetro de rejilla). También requiere la transferencia de átomos de hierro y

unos átomos de carbón a través de la interfaz. Algunos autores ( J .D. Verhoeven, p. ej.) hablan de

una tercera opción o tipo de morfología: la idiomórfica, que sería como la alotriomorfa, un poco

más equiaxial y que puede aparecer tanto en bordes como dentro del grano. Ver figura 4

Figura 4 esquema de varias formas de precipitación de la segunda fase:

a) alotriomorfa b) idiomórfica c ) widmanstatten

.

Se admite en general, que la rapidez de crecimiento de la ferrita queda determinada por la difusión a

largo alcance del carbón, más que por la transferencia de átomos de hierro a través de la intercara, o

sea que se asume la existencia de un equilibrio local en la interfaz α-γ. .

Una aproximación simplista para calcular la rapidez de crecimiento de la ferrita es asumir que la

difusión de carbón en la austenita determina esa rapidez.

En la figura a continuación, fig 5, se muestra una sección del diagrama de la fase Fe – C así como

una gráfica de la variación de carbón cercana a una partícula de ferrita que crece.

Figura 5(a) Sección del diagrama Fe-C. b) Perfil de concentración del C alrededor de la ferrita

formada en el borde de grano de γ, en dirección normal a la intercara α-γ.( El orden del C en las

ordenadas en b) debe ser Cα, después Co y el de más arriba Cγ. Hay un error en el dibujo)

La composición de α y de γ en la intercara α-γ se leen del diagrama de fase, porque se asume que

hay completo equilibrio en la intercara. Para que la intercara avance un incremento dx, la cantidad

de soluto que debe ser removida es dx (Cγ - C

α )

Esto deberá ser removido por difusión, o sea esta cantidad debe igualar al producto Jdt, donde J, es

el flux normal a la intercara en la austenita, por tanto la ecuación para la velocidad es:

(

)

Conforme se forma más ferrita, el carbón que se acumula en la austenita debe difundir más lejos, y

el gradiente en austenita decrece continuamente, ver figura 6

Figura 6 perfil de C en 2 tiempos. La cantidad de C arriba y debajo de Co debe ser la misma, para

cada caso

Si, como en la figura se define una distancia efectiva de difusión “L”

Esta “L” se incrementa con el tiempo mientras ( C γ – Co ) permanece constante, por tanto la

velocidad de crecimiento debe disminuir con el tiempo.

La primera forma, “Widmanstatten” obtiene su nombre del investigador que publicó por primera

vez una fotografía de esta estructura tal y como la encontró en un meteorito.

El desarrollo y crecimiento de esta puede considerarse de la siguiente manera: Considérese la

interfaz como se ve en la figura 7:

Figura 7.Intercara α-γ, con una

protuberancia mostrando líneas de igual concentración en γ, en frente de la ferrta qe crece.

Así, cualquier protuberancia que se forme, comprime las líneas de isoconcentración de carbón en la

austenita. La distancia dx se reduce entre líneas de igual concentración, esto significa que el

gradiente( C γ – C α) se vuelve más agudo. La ecuación de “v” desarrollada implica que un mayor

gradiente de una velocidad interfacial mayor.

Con esta velocidad local tan alta, la protuberancia crecerá más rápido y adelante, desarrollándose la

placa de Widmanstatten.

Una vez que la placa se encuentra muy por delante de la interfaz plana, su punta avanza a una

velocidad constante determinada porque tan rápido puede el carbón moverse desde la punta. Ahora

bien, el carbón puede difundirse en muchas direcciones a partir de la punta, por lo que la velocidad

alcanzada es muy alta.

La distancia efectiva de difusión: “L”, puede considerarse , donde k es una constante y r es

el radio de la punta.

Si r decrece, el gradiente en austenita alrededor de la punta se incrementa y por lo tanto la

velocidad de crecimiento se incrementa. La velocidad está limitada por el hecho de que cuando el

radio se aproxima al radiocrítico (r*) el crecimiento se detendrá porque alcanzó el equilibrio.

Si r < r* la punta retrocederá

Esta explicación, basada solo en la ecuación de difusión, es muy limitada. Hay varias observaciones

experimentales que no pueden explicarse con el desarrollo anterior. Una de ellas es que las palcas se

pueden desarrollar en algunos granos y en otros no. Otra, es el movimiento de las paredes laterales

de las placas, esto es aparentemente determinado por los movimientos de los átomos de hierro en la

intercara.

Las Figuras siguientes muestran estructuras a) alotriomorfas b) Widmastatten

a)

b)

Actividades adicionales para la lectura de Ferrita: 1.- Leer el capítulo 5.6 titulado: La precipitación de la Ferrita desde la Austenita” en “Phase Transformations in Metals and alloys” D. A. Porter y K E Easterling. Van Nostrand 1981

a) Hallar algunos argumentos que expliquen la formación de ferrita Widmanstatten

y diagramas que ayuden a explicarla b) Encontrar el uso de la ecuación de Avrami en la transformación isotérmica de austenita

en ferrita

c) El papel que juega en la transformación el tamaño de grano de austenita.