En la figura 7.54 se refiere la
correlación resiliencia-temperaturas en comparación
con las durezas de la cuestión anterior. Se observa como
después de un ligero incremento de resiliencia hasta alcanzar
un valor doble en el campo de 100 a 250°C, sufre un descenso
hasta alcanzar un valor mínimo para temperaturas, qm, en el entorno
de los 350°C.
El intervalo 250°C < q < 400°C es el que muestra tenacidad
mínima y resistencia media y es por tanto una zona de
temperaturas de revenido que debe ser evitada.El intervalo de temperaturas q < 250°C está caracterizado
por mantener altas características estáticas y
algo mejoradas las dinámicas, lo que puede ser interesante
en aplicaciones funda-mentalmente estáticas.Para temperaturas superiores a
la zona de fragilidad, q > 400°C,
la resiliencia crece de forma exponencial, tal como en sentido
inverso decrecen las características estáticas.
Esta es la zona en donde debe utilizarse el material para aplicaciones
fundamentalmente dinámicas. En la tabla 7.15 se resume
estas características y aplicaciones según la temperatura
de revenido.
El tratamiento de revenido
sobre estructuras martensíticas se aplica fundamentalmente
para mejorar sus características dinámicas. Por
esta circunstancia debe evitarse los revenidos a temperaturas
medias de baja resiliencia.El tratamiento de revenido a temperaturas
bajas, q < 200°C, mejora ligeramente
la resiliencia y mantiene sus características estáticas
lo que le hace aconsejable para piezas con solicitaciones, fundamentalmente,
estáticas.El tratamiento de revenido a temperaturas
altas, q > 400°C, responde
con resiliencias crecientes aún rebajando sus características
estáticas. Se aconseja para piezas sometidas a solicitaciones
fundamentalmente dinámicas.
El análisis de las microestructuras
para las etapas del revenido en función de la temperatura
nos determina lo siguiente:Microestructura
q < 150°C:Está conformada por agujas
o placas similar a la martensita después del temple. Sólo
se diferencia en que se oscurece con el ataque químico
por precipitados del tipo carburo metálico, por lo que
recibe el nombre de martensita negra.Microestructura q
< 350°C:Está conformada por una
textura continua diferenciada de la martensita como se observa
en la figura 7.55 y la aparición de precipitados alineados
en bandas siguiendo direcciones privilegiadas, como las interfases
de creación de martensita inicial.
Figura 7.55 Evolución
de microestructuras.Microestructura
q £ 650°C:Está conformada fundamentalmente
por una textura granular tipo ferrítico con gran cantidad
de esferoides, especialmente de cementita.Según se analiza por las microestructuras, el proceso de revenido conlleva dos variaciones principales en función de la temperatura, lo que posibilita la extrapolación del modelo del proceso de recocido contra acritud al de revenido. Estas son:
| 1) | Evolución de la martensita hasta alcanzar la estructura estable de ferrita-cementita globular, perlita. | |
| 2) | Evolución del soluto sobresaturado de la martensita hasta alcanzar la estructura estable de cementita globular. |
La evolución de la martensita
hacia la ferrita, obviamente corresponde a un proceso de recocido
de recristalización. Sólo se requiere que la estructura
estable de la ferrita se encuentre en su estado inicial con algún
grado de acritud y estructura cristalina muy distorsionada. Y
la martensita cumple con esta condición, pues:| a) | Es la estructura con mayor grado de acritud. | |
| b) | Posee una estructura tetragonal equivalente a la c.c. con relación c/a > 1. |
El proceso de revenido puede
ser asimilado a un proceso de recocido contra acritud, recristalización,
pues la ferrita es la estructura estable de la martensita y ésta
tiene el móvil de la recristalización: la acritud.
Según se apuntó
en la cuestión anterior, en las microestructuras se ha
observado una evolución de los precipitados, carburos
o variantes, en función de la temperatura desde la inobservancia
en el estado de carbono sobresaturado en la martensita de temple.En la primera etapa del revenido,
temperaturas inferiores a 150°C, se forman núcleos
de carburo de hierro con estructura hexagonal compacta, de composición
estequiométrica del orden de Fe2.5C,
que se denomina carburo e, distribuido
en las placas de listones de martensita.En las temperaturas medias, hasta
350°C, prosigue el crecimiento de placas de carburo e sobre
los planos habituales de las placas de martensita y sobre dislocaciones
alineadas en estructuras de Windmasttaeten, con formas que recuerdan
a las zonas de Guinier-Preston. Por su parte la martensita mantiene
su estructura cristalina pero con una composición en carbono
que desciende hasta la composición invariante del orden
del 0.3%.En la etapa de temperaturas altas,
el carburo evoluciona hacia el carburo de hierro, cementita,
de composición estequiométrica Fe3C;
y el carbono de la martensita sigue precipitando ahora en forma
de la citada cementita.La forma de los precipitados de
la cementita también evoluciona, desde las placas de Guinier-Preston
a las esferoidales, e igualmente en tamaño, engrosándose
según aumentan las temperaturas y tiempos. En definitiva
podemos esquematizar, figura 7.56, la evolución de precipitados
en función de las temperaturas crecientes como sigue:| 1. | Formación de núcleos de carburo e, coherentes, a temperaturas menores de 150°C, en dislocaciones y planos habituales de la martensita. | |
| 2. | Crecimiento de placas tipo Guinier-Preston, a temperaturas entre los 150 y 350°C, de carburo épsilon, Fe2.5C, en planos habituales y altas densidades de dislocaciones en modo incoherente, tipo Windmasttaeten para aceros de bajo contenido en carbono. | |
| 3. | Evolución a formas esferoidales de cementita, Fe3C, para temperaturas entre 350 y 650°C, con engrosamiento de tamaño, primero en planos habituales y dispersos en toda la masa a altas temperaturas. |
Figura 7.56 Esquema
de evolución de precipitados.Esta evolución es similar
a la indicada en la precipitación de segundas fases con
la única diferencia de que el crecimiento de carburo e es incoherente con la matriz. Esto debe
significar:| a) | Un ablandamiento de las características estáticas por pérdida del carbono de la martensita. | |
| b) | Una fragilización en el comportamiento dinámico por la ubicación incoherente de las placas alineadas en los planos habituales y dislocaciones. |
En definitiva podemos afirmar
que el revenido se corresponde con los fenómenos de
precipitación de segundas fases, carburos de hierro, los
que determinan el sobrenvejecimiento para temperaturas mayores
de 150°C.La fragilidad del revenido queda
justificada por la acción específica de la cementita
precipitada en forma de placas continuas en los planos habituales
martensíticos.
Existen elementos de aleación
habitualmente usados en los aceros que mejoran visiblemente la
respuesta en tenacidad en el campo usual de temperaturas del
revenido. Este es el caso de aceros aleados con Cr, Ni-Cr, Cr-Mo
o Ni-Cr-Mo como se observa en la figura 7.57 para temperaturas
de revenido de 200°C.
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No obstante estos no evitan la
fragilidad del revenido en la zona de temperaturas de 250 a 400°C.
Incluso el fósforo, que actúa como elemento fragilizante,
puede actuar por omisión elevando las resiliencias en
la zona frágil, pero sin evitar el mínimo relativo
de fragilidad.Sólo puede apuntarse la
posibilidad de desplazar la zona de temperaturas frágiles
hacia valores mayores 250 ® 400°C
con la adición de elementos de aleación, y con
mayor influencia el silicio. Al parecer el silicio retarda el
crecimiento de las partículas de carburo, lo que justifica
el desplazamiento de la zona de temperaturas frágiles.No es posible eliminar la fragilidad
del revenido, pero si puede mejorarse la tenacidad bien por adición
de elementos de aleación como Ni, Cr, Mo, o por eliminación
del fósforo. Es posible desplazar la zona de fragilidad
hacia mayores temperaturas por adición de silicio.
En los apartados anteriores se
ha justificado el modelo de ablandamiento en función de
los fenómenos microestructurales que lo controlan, cuya
representación se indica en la figura 7.56. Según
diversas fuentes bibliográficas (1, 2), cuando se agregan
elementos de aleación formadores de carburos -Cr, W, Mo,
V y Ti- la curva descendente de la dureza experimenta unos fuertes
incrementos cuando la temperatura de revenido excede a los 400°C
y alcanza un máximo relativo sobre los 550°C,
fenómeno que se conoce como endurecimiento secundario.
La figura 7.58 muestra lo que hemos citado para un acero sin
molibdeno y con un 5% de molibdeno.
La justificación de este
endurecimiento secundario se encuentra ligado al proceso de formación
de los carburos, el cual exige unas determinadas velocidades
de difusión de los elementos que lo forman. En efecto,
para temperaturas inferiores a 400°C el carbono muestra velocidades
altas de difusión mientras los elementos de aleación
muestran velocidades muy bajas. El resultado es que la concentración
que exige la formación de carburo sólo permitirá
la formación del carburo de hierro, cementita.Sin embargo, cuando las temperaturas
superan los 400°C, las velocidades de difusión de
los elementos carburígenos, M, tienen más importancia
relativa, por lo que los carburos que se formarán serán
complejos del tipo (Fe, M)3C, pero la
pequeña solubilidad de éstos en la ferrita y la
permanencia a estas temperaturas superiores a los 400°C justifica
un proceso de endurecimiento por precipitación, envejecimiento,
de estos carburos complejos, produciendo como resultado el endurecimiento
secundario expuesto.Esta característica es
profusamente aplicada en aceros de herramientas que logran
combinar altas resiliencias y durezas a temperaturas de trabajo
también altas.