Estabilidad térmica de la austenita retenida en el acero bainítico: un estudio in situ

Introducción

Los aceros bainíticos sin carburo en los que una proporción de la microestructura consiste en una mezcla de ferrita bainítica y austenita retenida enriquecida con carbono están ahora bien establecidos como algunos de los materiales de ingeniería más sofisticados. Las aplicaciones van desde las aleaciones conformables para la industria del automóvil (Matsumura et al.1987a,b), los hierros fundidos dúctiles (Rundman & Klug 1982), las líneas ferroviarias (Yates 1996; Bhadeshia 2007) y el blindaje (Caballero & Bhadeshia 2004; Bhadeshia 2005). También existen muchas variantes del concepto básico, que son objeto de una intensa investigación tanto desde una perspectiva fundamental como aplicada (Saha Podder et al. 2007; Stone et al. 2008; Menapace et al. 2009; Sugimoto 2009; Caballero et al. 2010; Yi et al. 2010). Estructuras de este tipo, pero a una escala más fina que la de los nanotubos de carbono, pueden producirse ahora a escala comercial, como se ha revisado recientemente (Bhadeshia 2010).

Una función de la austenita retenida es mejorar la ductilidad del acero (DeCooman 2004; Jacques 2004). Se transforma bajo la influencia de la tensión y la deformación y, por tanto, aumenta la tasa de endurecimiento por trabajo lo suficiente como para retrasar las inestabilidades plásticas; la propia tensión de transformación desempeña un papel menor en este proceso (Bhadeshia 2002). La estabilidad mecánica de la austenita se conoce bien y sirve como mecanismo de control de las propiedades.

Sin embargo, hay circunstancias en las que el acero, después de producirse con la microestructura deseada, se somete temporalmente a una temperatura elevada superior a 400°C; un ejemplo es el tratamiento de galvanización, en el que el acero pasa por un baño de una aleación rica en zinc fundido. Otro caso es cuando los ejes de los motores aéreos, que no experimentan altas temperaturas durante el servicio, tienen que ser calentados a temperaturas superiores a 500°C para aplicar recubrimientos resistentes a la corrosión. Es posible que la estabilidad térmica de la austenita no sea suficiente en estos casos, lo que llevaría a su descomposición en una mezcla termodinámicamente más estable de ferrita y cementita. Teniendo esto en cuenta, Saha Podder & Bhadeshia (2010) investigó la cinética de la descomposición de la austenita retenida enriquecida en carbono en función de un tratamiento térmico de revenido, utilizando una combinación de microscopía y difracción de rayos X en muestras enfriadas a temperatura ambiente tras la excursión a temperaturas elevadas. Cuando la mezcla de ferrita bainítica y austenita retenida (γr) se calienta hasta la temperatura de revenido, parte de la austenita sufre una descomposición térmica en una mezcla de ferrita bainítica (αb) y cementita (θ), pero una proporción del resto puede descomponerse en martensita (α′) durante el enfriamiento hasta la temperatura ambiente. De ello se deduce que las cantidades medidas son una combinación de dos reacciones de descomposición y no sólo la influencia de la descomposición térmica,

en la que la cantidad de austenita se reduce en cada etapa del proceso.

El objetivo de este trabajo fue caracterizar por separado las dos reacciones de descomposición térmica y la transformación en martensita durante el enfriamiento desde la temperatura de revenido, utilizando rayos X de sincrotrón de alta energía para realizar experimentos in situ. El trabajo forma parte de la investigación básica en la que se espera aumentar la estabilidad térmica de los aceros nanoestructurados a granel (Bhadeshia 2010).

Procedimiento experimental

Una aleación de Fe-0,39C-4,09Ni-2.05Si wt% se preparó como un fundido de inducción al vacío de 20 kg a partir de materiales base de alta pureza; este material se ha estudiado previamente para establecer la relación entre la estructura y las propiedades de las mezclas de ferrita bainítica y austenita retenida, con esta última fase presente tanto en forma de bloques como de películas (Bhadeshia & Edmonds 1983a,b). El contenido de silicio asegura que la cementita no precipite durante la formación de la bainita. Las fracciones de fase de equilibrio, calculadas utilizando MTDATA y la base de datos TCFE asociada (NPL 2006) y asumiendo que la austenita, la ferrita y la cementita son fases permitidas, se muestran en la figura 1a.

Los métodos de preparación de las aleaciones se indican en el trabajo original, pero se prepararon muestras cilíndricas de 12 mm de longitud y 8 mm de diámetro para utilizarlas en un simulador termomecánico Thermecmaster. La máquina está equipada con una cámara ambiental que se evacuó a 2×10-4 Torr durante la austenización. La muestra se calienta por inducción y el enfriamiento se realiza soplando helio directamente sobre la superficie de la muestra. El tratamiento térmico utilizado se ilustra en la figura 1b. Tras la transformación isotérmica, algunas muestras se templaron a 400°C durante 30-120 min para realizar mediciones convencionales de rayos X utilizando un difractómetro vertical Philips con radiación CuKα sin filtrar, y el instrumento funcionó a 40 kV y 40 mA. Se eligió un modo de barrido continuo con la tasa de 0,05° s-1 sobre la anchura angular de 2θ=30-150° con un tiempo de recogida de 16,65 s en cada paso. Se utiliza un monocromador secundario en forma de grafito curvado para eliminar la radiación CuKβ. Se utilizó una rendija divergente de 1° y una rendija receptora de 0,2 mm. Se cortaron cuatro discos, cada uno con un diámetro de 8 mm, de la muestra después de los tratamientos térmicos. Cada muestra se pulió utilizando las técnicas metalográficas estándar y se grabó con nital al 2% y se utilizó para el análisis de rayos X. Las posiciones de los picos y las fases se identificaron utilizando el software X’Pert HighScore Plus. La fracción de austenita retenida se evaluó mediante el refinamiento de Rietveld (Rietveld 1967, 1969; McCusker et al. 1999).

Se retuvo otro conjunto de muestras transformadas isotérmicamente con la microestructura de ferrita bainítica y austenita sin templar para estudiar el proceso tal y como ocurre, utilizando la radiación X de sincrotrón tal y como se describe en la sección siguiente. Para ello, se mecanizaron muestras cilíndricas de 10 mm de longitud y 0,8 mm de diámetro a partir de los materiales transformados isotérmicamente. El templado se llevó a cabo en la instalación de sincrotrón a 400°C utilizando un soplador de aire caliente mientras la muestra se exponía a un haz de rayos X de longitud de onda monocromática 0,50247 Å y un tamaño de haz de 10 mm horizontal×0,6 mm vertical. La temperatura en el soplador se calibró controlando la expansión térmica de una muestra de platino. Para ello se utilizó la línea de luz suizo-noruega BM01 de la Instalación Europea de Radiación Sincrotrón de Grenoble (Francia). Se dispuso de un robusto difractómetro de dos círculos para realizar mediciones de difracción de polvo de alta resolución (figura 2). Cada círculo tiene un codificador de alta precisión montado directamente en el eje de rotación. Este difractómetro Bragg-Brentano trabaja en geometría de transmisión. El detector de 13 elementos de Ge dispone de seis cadenas de recuento rápido para tener, en cada análisis, seis patrones completos recogidos simultáneamente, con un desplazamiento en 2θ=1,1°, con el fin de reducir el tiempo total de recogida de datos al mínimo.

Los espectros de difracción de cada muestra se recogieron a temperatura ambiente antes de templarlos a 400°C para la posterior recogida de espectros. En ambos casos, la resolución de media anchura máxima fue de 0,01°. Los rangos de 2θ fueron de 9-37,5° a temperatura ambiente y de 11,5-22,5° durante el templado, con un tiempo total de adquisición de 5 min para cada espectro. El calentamiento y el enfriamiento se realizaron rápidamente moviendo la muestra en rotación por encima del soplador de aire. Se utilizó una muestra de referencia de silicio (NIST SRM-640c) para calibrar el instrumento y las funciones de ensanchamiento de picos para las integraciones. Los datos de difracción se analizaron mediante el método de Rietveld implementado en el paquete de programas MAUD (Materials Analysis Using Diffraction; Lutterotti et al. 1997).

Se llevaron a cabo tres secuencias de templado distintas, como se muestra en la figura 3, todas ellas con la temperatura de templado fijada en 400°C. Los tratamientos I y II consistieron en dos etapas, la primera de las cuales consistió en 30 y 45 minutos de templado, respectivamente, seguidos de un enfriamiento a temperatura ambiente, en el que también se recogieron datos de difracción. El objetivo era observar el cambio en el contenido de carbono de la austenita retenida tras la transformación martensítica parcial durante el enfriamiento (Saha Podder & Bhadeshia 2010). En la segunda etapa, las muestras se recalentaron hasta la temperatura de revenido y se mantuvieron durante el periodo especificado. Por último, las muestras se enfriaron a temperatura ambiente. En el tratamiento III, no hubo ninguna interrupción durante el período de 180 minutos; después, la muestra se templó a temperatura ambiente.

Resultados

La microestructura tras la transformación isotérmica a 380°C durante 2 h consiste en una mezcla de ferrita bainítica y austenita retenida enriquecida en carbono, como se muestra en la figura 4, que también ilustra las dos formas de austenita-bloqueada y en forma de película. A continuación, esta estructura se templó en el instrumento de sincrotrón con datos recogidos cada 5 minutos. La figura 5 muestra el cambio en el contenido de austenita retenida durante el revenido. El tiempo de revenido cero corresponde a la muestra en su estado de transformación isotérmica, con una fracción de austenita medida a temperatura ambiente de 0,19. Este gráfico también muestra los datos de difracción de rayos X de baja energía medidos a temperatura ambiente con fines de comparación; estos datos muestran una fracción de austenita inferior a la que los experimentos de sincrotrón sugieren que existía a la temperatura de revenido. Para evaluar esta discrepancia, la muestra de sincrotrón se caracterizó después del revenido de 120 minutos, cuando se enfrió a temperatura ambiente, utilizando difracción de rayos X convencional; esta medición particular se representa como un círculo en la figura 5 y muestra que parte de la austenita que existía a la temperatura de revenido se descompone al enfriar la muestra a temperatura ambiente. Se confirmó mediante microscopía electrónica de barrido que la descarburación no se produjo durante el tratamiento térmico de revenido, como muestra la ausencia de ferrita y la uniformidad de la microestructura al acercarse a la superficie en la figura 6.

Los rayos X convencionales tienen una penetración menor que la radiación sincrotrón y, por lo tanto, podrían conducir a una subestimación del contenido de austenita retenida si la muestra se descarburó durante el revenido a 400°C. Se estima que la profundidad de penetración de los rayos X en el Fe(γ) con un blanco CuKα varía de 0,5 a 1,7 μm para el ángulo de incidencia (2θ) entre 20° y 150° (Marques et al. 2005). En el caso de la radiación sincrotrón, la profundidad de penetración se sitúa en el rango de 68-75 μm para una longitud de onda de 0,5 Å (Dudley et al. 1989). Otro experimento en el que las muestras de rayos X convencionales se templaron durante más de 30 minutos y se pulieron químicamente no dio lugar a valores diferentes del contenido de austenita retenida, por lo que las diferencias observadas entre ambas técnicas no pueden atribuirse a efectos superficiales.

Hemos destacado que hay dos morfologías de austenita presentes en la microestructura: los bloques y las películas delgadas atrapadas entre las plaquetas de ferrita bainítica; se sabe que las películas son, por experimentos independientes, más estables mecánicamente a la transformación martensítica (Bhadeshia & Edmonds 1983a) y más ricas en carbono (Self et al. 1981; Bhadeshia & Waugh 1982). Los dos tipos de austenita difieren en cuanto al tamaño de los cristalitos y al parámetro de red, con la consecuencia de que los picos en los espectros de difracción de rayos X muestran asimetría y, por lo tanto, pueden desconvolucionarse como se muestra en la figura 7. Si se puede suponer que la austenita de la película contiene una mayor concentración de carbono, entonces el más amplio de los dos picos corresponde a la variedad de la película, ya que debería tener un parámetro de red mayor y, por tanto, un ángulo de Bragg θ menor; la amplitud de ese pico es coherente con la escala más fina de la austenita de la película. La divergencia axial no se consideró para el análisis de los resultados del sincrotrón porque, en el material estudiado, el ensanchamiento axial no contribuye a la asimetría del pico. Esto se confirmó utilizando una muestra de silicio estándar, que no presentaba asimetría de pico (figura 8).

Los cambios en las cantidades de ambas formas de austenita durante el tratamiento de revenido I se representan en la figura 9. El gráfico muestra que la austenita en bloque siempre mantiene una fracción de volumen mayor que las láminas. La fracción de volumen tanto de la austenita en bloque como de las películas ha disminuido con el progreso del revenido, pero esta reducción es gradual para el constituyente en bloque, mientras que hay una fuerte disminución en la fracción del tipo de película en la etapa inicial, después de la cual hay poco cambio. Del mismo modo, se analizó el vol.% de ambas variantes de austenita durante el tratamiento II (figura 10). La tendencia es similar a la del tratamiento I. La única diferencia con el gráfico anterior es que, aquí, ambos constituyentes se reducen gradualmente a medida que transcurre el tiempo de revenido. La deconvolución de los componentes individuales de la intensidad de la austenita es sensible al ajuste del perfil. Como ejemplo, durante el ajuste iterativo, las fracciones de película y austenita en bloque se encuentran en los rangos 0,083-0,097 y 0,096-0,108, respectivamente.

El parámetro de red de la austenita no transformada a la temperatura de revenido T se calculó a partir del valor de la temperatura ambiente (298 K) utilizando el coeficiente de expansión térmica, eγ,

3.1

donde T es la temperatura en Kelvin y aγ representa el parámetro de red de la austenita. El coeficiente de expansión térmica de la austenita considerado en estos cálculos fue eγ=2,065×10-5 K-1 (Takahashi 1992). El coeficiente de dilatación es necesario para convertir aγ medido a la temperatura de revenido en un valor a temperatura ambiente, para poder estimar la composición de la austenita. El contenido de carbono de la austenita retenida se calculó utilizando la relación entre el parámetro de red y la composición química reportada por Dyson & Holmes (1970). Esta expresión fue seleccionada por ser la más completa en cuanto a la contribución de los diferentes solutos al parámetro de red de la austenita, y su uso ha sido validado debido a la razonable concordancia con las mediciones de la sonda atómica (Peet et al. 2004; García-Mateo & Caballero 2005; Caballero et al. 2007).

Suponiendo que la austenita de la película es más rica en carbono, las concentraciones deducidas de las dos formas de austenita se representan en la figura 11a,b. La mayor concentración de carbono en las películas explica que se descompongan con relativa rapidez (figura 9) porque la fuerza motriz para la precipitación de cementita es mayor. Por lo tanto, aunque las películas son más estables a la transformación durante el enfriamiento o bajo la influencia de la tensión, son menos estables que los bloques de carbono más bajos de la austenita durante el tratamiento térmico de revenido.

Durante los tratamientos de revenido I y II, las probetas se enfriaron a temperatura ambiente después de la etapa 1. La figura 11 muestra que, en ambas ocasiones, el contenido de carbono de la película y de la austenita en bloque ha aumentado con respecto al valor medido a 400°C antes y después del temple. Esto sólo es posible cuando la austenita no estabilizada se transforma en martensita durante el enfriamiento, lo que provoca un aumento del contenido de carbono de la austenita restante (Saha Podder & Bhadeshia 2010). Los resultados a temperatura ambiente después de la etapa 2 también muestran un comportamiento similar porque todavía hay un 12,3 vol. de austenita retenida en la muestra.

El progreso de la transformación durante el revenido in situ se puede lograr a través del cambio en el contenido total de austenita (figura 12). La reacción de descomposición se vuelve lenta después de 1 h; como resultado, la cantidad de austenita que permaneció en la estructura fue similar tras los tratamientos II y III.

En la figura 13 se muestran los patrones de rayos X de sincrotrón del material sin templar y después de templar durante 30 y 120 min, obtenidos a temperatura ambiente. El efecto del revenido puede observarse en el pico (002) de la austenita. Los resultados de los rayos X de baja energía se muestran en la figura 14, donde se observa una reducción más rápida de la fracción de austenita a través de la disminución de la intensidad de los picos de austenita. Después de la transformación isotérmica, el material contenía una fracción de volumen de austenita de 0,16±0,01 y 0,19±0,01, medida mediante difracción de rayos X de baja y alta energía, respectivamente.

La microestructura después del revenido se muestra en la figura 15a. La cantidad de austenita retenida en la estructura después de 2 h de revenido fue de 12,3 vol.%. La austenita en bloque puede observarse claramente en la microestructura, principalmente en los límites de grano; puede observarse que la austenita en bloque está presente en la estructura en volúmenes mayores, como se describe en las figuras 9 y 10. El examen por microscopía electrónica de transmisión reveló la presencia de partículas de cementita en la muestra templada. La figura 16a muestra que la cementita (θ) precipita en los límites de grano y el correspondiente patrón de difracción de electrones confirma la fase de cementita.

Resumen

Se pueden hacer algunas deducciones claras a partir de las discrepancias entre las mediciones de austenita de sincrotrón realizadas a la temperatura de revenido y las cantidades menores detectadas utilizando radiación de rayos X de baja energía tras el enfriamiento de las muestras a temperatura ambiente (figura 5). Se ha demostrado que la diferencia no puede explicarse en términos de descarburización.

Los resultados indican, por tanto, que parte del residuo de austenita que queda a la temperatura de revenido se descompone por transformación martensítica durante el enfriamiento a temperatura ambiente. Esto no es sorprendente dado que la precipitación de carburos reduce la estabilidad de la transformación de austenita a martensita (Saha Podder & Bhadeshia 2010).

Un resultado interesante es que aunque las películas de austenita son bien conocidas por ser más estables que los bloques a la transformación martensítica, ya sea inducida por el enfriamiento o por la aplicación de esfuerzos, las películas son menos estables cuando se trata de la descomposición durante el revenido por la precipitación de cementita. La razón es sencilla: las láminas son más ricas en carbono y, por tanto, hay una mayor fuerza motriz para la precipitación de cementita.

Por último, se especula que si la región de austenita es menor que el tamaño crítico de un núcleo de cementita, entonces esta última fase puede no formarse en absoluto.

Notas a pie de página