CURVAS T.T.T.

(1)

●

Se denomina curva TTT (Transformación-Temperatura-Tiempo) al diagrama que relaciona el tiempo y la temperatura requeridos para una transformación isotérmica. Los diagramas TTT son gráficas que

representan el % de transformación en función de la temperatura (eje vertical) y del tiempo (eje horizontal, normalmente en escala logarítmica). Se elaboran con el % de transformación frente al logaritmo de las medidas de tiempo. Son muy útiles para entender las transformaciones de un acero que se enfría isotérmicamente. Así por ejemplo, en el caso del acero, y más concretamente para la fase austenita, que es inestable por debajo de la temperatura de transformación eutectoide, se necesita saber • cuánto tiempo requerirá para empezar a transformarse a una temperatura subcrítica específica, • cuánto tiempo precisará para estar completamente trasformada • cuál será la naturaleza del producto de esta transformación

(2)

Temperatura

Tanto para aceros aleados como para aceros al carbono Las transformaciones pueden ser: (a).- Transformaciones isotérmicas (El enfriamiento isotérmico se consigue por inmersión en un baño de sales fundidas, que se mantiene a T = Cte.) (b).- Transformaciones de enfriamiento continuo (Se consigue enfriando dentro del horno, al aire, en agua, en aceite,..)

(vCT) Log (tiempo) (1): Curva Inicial de Transformación

(2): Curva Final de Transformación VCT: Velocidad Crítica de temple Ms: Curva Inicial de transformación martensítica Mf: Curva Final de transformación martensítica

• • •

● : Nariz Perlítica Tres zonas: La de la izquierda de las curvas, donde la austenita todavía no ha comenzado a transformarse. La comprendida entre las dos curvas, donde la austenita está en periodo de transformación. La de la derecha, donde la austenita se encuentra completamente transformada.

Por debajo de Ms la evolución es independiente del tiempo, sólo es función de la temperatura a que el acero es enfriado rápidamente o templado. Una transformación de este tipo se denomina TRANSFORMACIÓN ATÉRMICA. La nariz perlítica nos da el mínimo tiempo de retardo y nos define la velocidad crítica de temple del acero, que es la mínima velocidad que nos permite alcanzar una estructura 100 % martensítica, sin haber sido sometido a ninguna otra transformación en el enfriamiento. Llamamos tiempo de retardo o periodo de incubación al tiempo necesario para que comience la transformación isoterma de la austerita. Es distinto para cada temperatura. Para obtener estos diagramas, se calienta un conjunto de probetas iguales a la temperatura de austenización, y se 727 mantienen allí hasta que se transforman en austenita. 540

●

215

Conseguido esto, se enfrían bruscamente en baños de sales o metal fundido hasta la temperatura deseada, que permanecerá constante mientras dure el ensayo; a intervalos de tiempo determinados se sacan las probetas del baño y se enfrían bruscamente hasta temperatura ambiente.

Isothermal transformation diagram for an alloy Diagrama de transformación isotérmica de un steel HIPOEUTECTOID COMPOSITION (type acero eutectoide con las transformaciones 4340): A, austenite; B, bainite; P, pearlite; M, austenita-perlita (A-P) y austenita-bainita (A-B) martensite; F, proeutectoid ferrite.

Mediante el examen microscópico de las mismas, se determina la cantidad de austenita transformada en función del tiempo y con ello, el principio y el final de la transformación. Se obtiene así el diagrama que nos da la cantidad de austenita transformada en función del tiempo, a temperatura constante.

La determinación práctica de las curvas TTT de cada acero constituye siempre una ayuda inestimable que orienta y hace comprender los TRATAMIENTOS TÉRMICOS. Dicha curva sólo puede aplicarse con propiedad en tratamientos isotérmicos. Sin embargo, suele utilizarse también industrialmente en enfriamientos continuos: sobre ella pueden superponerse, sin graves errores prácticos, las curvas de enfriamiento real. Superponiendo a la curva TTT otra curva que señale la velocidad a que se desea enfriar la austenita, pueden predecirse con bastante aproximación las estructuras que se obtendrán con ese enfriamiento. A partir de estos diagramas podemos determinar el tratamiento bajo el cual debemos someter a un material para obtener la estructura y las propiedades deseadas, y como deben ser los tiempos y las temperaturas de dichos tratamientos. Si la velocidad de enfriamiento es muy lenta, se obtendrán estructuras de tipo perlítico. Si la velocidad de enfriamiento fuera mayor, se obtendrían estructuras bainíticas y si la velocidad fuera tal que la curva de enfriamiento no cortara a la curva TTT en ninguno de sus puntos, se obtendría estructura martensítica (acero templado). Se denomina velocidad crítica de temple Vc, a la mínima velocidad de enfriamiento requerida para evitar la transformación de la austenita en otros constituyentes antes de alcanzar la temperatura Ms. Además de las curvas TTT, podemos hablar de las curvas TTT de enfriamiento continuo, que presentan unos tiempos mayores debido a que en el caso de enfriamiento continuo se pasa mayor cantidad de tiempo a altas temperaturas, mientras que en el caso isotérmico el material llega instantáneamente a la temperatura de transformación.

En estos diagramas la temperatura eutectoide (727°C) se representa mediante una línea horizontal; a temperaturas superiores a la eutectoide y para todos los tiempos, existe sólo austenita. La transformación austenita-perlita sólo ocurre si se enfría por debajo de la temperatura eutectoide, donde las curvas indican el tiempo necesario para el inicio y el final de la transformación para cada temperatura. Las curvas de inicio y final de transformación son casi paralelas y se aproximan asintóticamente a la línea eutectoide.

A la izquierda de la curva de inicio de transformación sólo existe la austenita (inestable), mientras que a la derecha de la curva de final de transformación, sólo existe la perlita. Entre ambas curvas hay austenita transformándose en perlita: ambos microconstituyentes están presentes. De acuerdo con la ecuación r 

1 t0.5

727 (1) 675

la velocidad de transformación a una temperatura determinada es inversamente proporcional al tiempo necesario para que la reacción transcurra hasta el 50% (línea discontinua). Cuanto menor es el tiempo mayor es la 540 velocidad. En la figura se aprecia que a temperaturas próximas al eutectoide (correspondientes a pequeños subenfriamientos) se necesitan tiempos muy grandes (del orden de 105 s) para conseguir un 50 % de transformación y la velocidad de reacción es muy lenta. La velocidad de transformación aumenta al descender la temperatura hasta que a 540 °C sólo necesita 3 s para llegar al 50 % de la transformación. El diagrama TTT muestra el tiempo necesario para transformar una fracción de la 3 muestra en función de la temperatura. La velocidad de transformación está Obtención de un diagrama de transformación isotérmica a partir limitada por una nucleación lenta a altas temperaturas y un crecimiento lento a del porcentaje de transformación en función del tiempo (arriba). baja temperatura.

En la figura se ha dibujado el camino seguido por un tratamiento isotérmico (ABCD) sobre un diagrama de transformación isotérmico de un acero eutectoide. El enfriamiento rápido de la austenita está indicado por el segmento AB casi vertical y el tratamiento isotérmico y su temperatura, por el segmento horizontal BCD. La transformación de la austenita a perlita se inicia en el punto de intersección C (después de unos 3.5 s) y termina hacia los 15 s, en el punto D. La figura también muestra esquemáticamente las microestructuras a varios tiempos durante el transcurso de la reacción. La relación de espesores de las láminas de ferrita y cementita en la perlita es de 8 a 1, aproximadamente. Sin embargo, el espesor absoluto de una lámina depende de la temperatura de transformación. A temperaturas inferiores y muy próximas a la eutectoide se forman láminas de ferrita α y de Fe3C de mayor espesor. Esta microestructura se denomina PERLITA GRUESA y se forma a la derecha de la gráfica de fin de transformación. A esas temperaturas las velocidades de difusión son relativamente elevadas y durante la difusión los átomos de carbono pueden difundir a lo largo de distancias relativamente largas, formando láminas gruesas. Austenite grain boundary

Esquema de la formación de la perlita a partir de la austenita; las flechas indican la dirección de la difusión del carbono.

A medida que disminuye la temperatura, se forman láminas más delgadas ya que la velocidad de difusión del carbono decrece. La estructura de láminas delgadas producida en la proximidad de 540°C se denomina perlita fina .

Las propiedades mecánicas son función del espesor de las láminas

En los aceros de otra composición la perlita coexiste con fase proeutectoide (ferrita o cementita). La figura muestra parte de un diagrama de transformación isotérmica de un acero de 1.13 %C, donde se aprecia la curva correspondiente a la transformación proeutectoide

Diagrama de transformación isotérmica de un acero al carbono de 1.13 %C: A, austenita; B, bainita; C, cementita proeutectoide; M, martensita; P, perlita.

En la figura se muestran fotomicrografías de perlita gruesa y fina de un acero de composición eutectoide.

Fotomicrografía de (a) perlita gruesa y (b) perlita fina (x 3000).

Bainita En la transformación de la austenita se forma, además de la perlita, un constituyente denominado bainita. La microestructura bainítica consta de las fases ferrita y cementita y en su formación intervienen procesos de difusión. La bainita forma agujas o placas, dependiendo de la temperatura de transformación; los detalles microestructurales de la bainita son tan finos que su resolución sólo es posible mediante el microscopio electrónico.

La figura es una micrografía electrónica que muestra agujas de bainita (en posición diagonal: de inferior izquierda a superior derecha); está compuesta de una matriz ferrítica y de partículas alargadas de Fe3C. La fase que rodea las agujas es martensita.

Estructura de la bainita mediante micrografía electrónica de réplica. Una aguja de bainita va de la parte inferior izquierda al vértice superior derecho y consiste en partículas alargadas de Fe3C dentro de una matriz de ferrita. La fase que rodea la aguja bainítica es la martensita

Martensita El inicio de esta transformación se representa por la línea horizontal MS (inicio) (Figura). Se trazan otras dos líneas horizontales discontinuas denominadas M(50%) y M(90%) que indican el % de transformación austenita-martensita. Estas líneas están localizadas a temperaturas que dependen de la composición del acero, pero deben ser relativamente bajas para impedir la difusión del carbono (La transformación martensítica tiene lugar a velocidades de temple muy rápidas que dificultan la difusión del carbono. Si hubiera difusión se formarían las fases ferrita y cementita). El carácter horizontal y lineal de estas gráficas indica que la transformación martensítica es independiente del tiempo y sólo es función de la temperatura a que el acero es enfriado rápidamente o templado. Una transformación de este tipo se denomina TRANSFORMACIÓN ATÉRMICA.

Todos los átomos de carbono permanecen como solutos intersticiales en la martensita y constituyen una disolución sólida sobresaturada capaz de transformarse rápidamente en otras estructuras si se calienta a temperaturas que implican una apreciable velocidad de difusión. La mayoría de los aceros retienen la estructura martensítica casi indefinidamente a temperatura ambiente.

Al enfriar un acero de composición eutectoide desde una temperatura superior a 727°C hasta 165°C, se aprecia, según el diagrama de transformación isotérmica (Figura ), que el 50% de la austenita se transforma inmediatamente; pero al mantenerse a esta temperatura el acero no experimenta posterior transformación.

165

Diagrama de transformación isotérmica completo de un acero de composición eutectoide: A, austenita; B, bainita; M, martensita; P, perlita.

DIAGRAMAS DE TRANSFORMACIÓN POR ENFRIAMIENTO CONTINUO En los enfriamientos continuos, los tiempos requeridos para que la reacción empiece y termine se retrasan. De este modo el diagrama se desplaza en el sentido que necesita más tiempo y menos temperatura, como indica la figura 1, correspondiente al acero eutectoide. La representación gráfica de las curvas de inicio y fin de la transformación se denominan diagramas de transformación por enfriamiento continuo (TEC). La velocidad de enfriamiento se puede controlar modificando el medio de enfriamiento. En la figura 2 se superponen dos curvas de enfriamiento correspondientes al acero eutectoide. La transformación se inicia en el tiempo indicado por la intersección de la gráfica del enfriamiento con la del inicio de la reacción y termina una vez cruzada la curva de final de transformación. Los productos microestructurales de las curvas de enfriamiento moderadamente rápido y lento son perlita fina y gruesa, respectivamente.

Moderately rapid and slow cooling curves superimposed on a continuous cooling transformation diagram for a Eutectoid iron–carbon alloy.

Figura 1

Figura 2

Superimposition of isothermal and continuous cooling transformation diagrams for a eutectoid iron–carbon alloy.

DIAGRAMAS DE TRANSFORMACIÓN POR ENFRIAMIENTO CONTINUO La bainita normalmente no se forma al enfriar un acero al carbono de modo continuo hasta la temperatura ambiente, ya que toda la austenita se transforma con el tiempo en perlita y ésta no evoluciona hacia la bainita, pues la región que representa la transformación austenitaperlita termina justamente por debajo de la nariz de la curva AB (Figura ). En todas las curvas de enfriamiento que cruzan la línea AB de la Figura la transformación cesa en el punto de intersección; al continuar enfriando, la austenita que no ha reaccionado empieza a transformarse en martensita al cruzar la línea M (inicio).

Moderately rapid and slow cooling curves superimposed on a continuous cooling transformation diagram for a Eutectoid iron– carbon alloy.

●

Observando la representación de la transformación martensítica, las líneas Ms (inicio), M(50%) y M(90%) ocurren a las mismas temperaturas tanto en los diagramas isotérmicos como en los de enfriamiento continuo. Esta aseveración se verifica al comparar las Figuras 1 y 2 referidas a un acero de composición eutectoide Superimposition of isothermal and continuous cooling transformation diagrams for a eutectoid iron– carbon alloy.

Figura 1

The complete isothermal transformation diagram for an iron–carbon alloy of eutectoid composition: A, austenite; B, bainite; M, martensite; P, pearlite.

Figura 2

DIAGRAMAS DE TRANSFORMACIÓN POR ENFRIAMIENTO CONTINUO

En el enfriamiento continuo del acero existe una velocidad crítica, que representa la velocidad de temple mínima para generar una estructura totalmente martensítica. Esta velocidad de enfriamiento crítica, incluida en diagrama de transformación por enfriamiento continuo de la figura, roza la nariz donde empieza la transformación perlítica.

●

NARIZ PERLITICA

La figura indica que a velocidades de temple mayores que la crítica, sólo se forma martensita; además, existe un tramo de velocidades de enfriamiento en el que se forma perlita y martensita. Finalmente, sólo se genera estructura perlítica a velocidades de enfriamiento lentas. No existe austenita para que se de la transformación   M

Continuous cooling transformation diagram for a eutectoid iron–carbon alloy and superimposed cooling curves, demonstrating the dependence of the final microstructure on the transformations that occur during cooling.

El carbono y los otros elementos de aleación cambian el aspecto de la gráfica de transformación perlítica y proeutectoide y bainítica alargando el tiempo y disminuyendo la velocidad crítica de enfriamiento. En efecto, una de la razones para alear los aceros estriba en facilitar la formación de martensita o en posibilitar las estructuras totalmente martensíticas a través de secciones relativamente gruesas. La figura 10.28 muestra el diagrama de transformación por enfriamiento continuo del mismo acero cuyo diagrama de transformación isotérmica está representado en la figura 10.23. La presencia de la nariz bainítica explica la posibilidad de formar bainita por enfriamiento continuo. Las curvas de enfriamiento trazadas en la figura 10.28 indican la velocidad de enfriamiento crítico y la influencia de la velocidad de enfriamiento en el comportamiento de la transformación y en la microestructura final.

FACTORES QUE INFLUYEN SOBRE LAS CURVAS TTT Las tres zonas como desarrollo de las reacciones fundamentales de la transformación de la austenita: zona perlítica, zona bainítica, y zona martensítica, resultan fuertemente alteradas por diversos factores que influyen sobre las curvas TTT, desplazando las mismas hacia la derecha o hacia la izquierda en el diagrama, es decir, retardando o adelantando las transformaciones isotérmicas, tanto perlíticas como bainíticas, o desplazando hacia arriba o hacia abajo las líneas de principio y fin de la transformación martensítica. FACTORES INTRÍNSECOS 1.- El CONTENIDO EN C de la aleación (C es gammageno, por tanto amplia el campo de estabilidad de γ): a mayor contenido mayor será el desplazamiento hacia la derecha de las curvas inicial y final de transformación; y hacia abajo las isotermas que indican el principio y el fin de la transformación martensítica. C2>C1 C4>C3 Para aceros hipoeutectoides, las transformaciones perlíticas y bainíticas, se retrasan al aumentar el contenido en carbono. Los aceros eutectoides presentan una curva perlítica más alejada del origen de tiempos que la curva perlítica de los aceros tanto hipo como hipereutectoides. En éstos la cementita proeutectoide formada acelera, por nucleación heterogénea, la aparición de los gérmenes de cementita rectores de la transformación perlítica. Luego las curva TTT se desplazan hacia la izquierda 2.- ELEMENTOS ALEANTES: a.-Gammágenos: aquellos que se disuelven preferentemente en la austenita como son el Níquel y el Manganeso, que expanden por tanto el campo de existencia de la austenita desplazando hacia abajo las isotermas. b.-Alfágenos: se disuelven preferentemente en la fase α (Ferrita), son por ejemplo el Cromo, el Molibdeno, el Vanadio y el Wolframio; y desplazan las isotermas hacia arriba. c.- Carburígenos: son elementos (habitualmente Alfágenos) que tienden a formar carburos. Producen una segunda zona de temperaturas de transformaciones rápidas al nivel de la transformación de la austerita en bainita.Todos los elementos de aleación, excepto el cobalto, aumentan los tiempos de transformación isoterma de la austenita.

FACTORES QUE INFLUYEN SOBRE LAS CURVAS TTT // ELEMENTOS ALEANTES En general cualquier elemento que forme solución sólida con la austenita (γ) —bien sea de sustitución (Mn, Ni, Cr, etc) o de inserción (B, N, etc.)— retrasa las transformaciones isotérmicas, tanto perlíticas como bainíticas. Parece lógico que así sea, ya que dichos elementos ejercen un efecto de barrera u obstrucción para la difusión del carbono y, por tanto, los gérmenes de cementita (en la zona perlítica), o de ferrita (en la zona bainítica), tardarán más tiempo en aparecer. Los elementos gammágenos -especialmente el Mn y Ni- rebajan las temperaturas de transformación austenítica A3 y Ae, con lo que disminuyen las temperaturas de las transformaciones perlíticas. El Mn y el Ni, además, retrasan por igual la nariz perlítica y el mentón bainítico.

Además los elementos formadores de carburos, (el Cr el Mo y otros), retrasan más la transformación perlítica que la transformación bainítica. Son elementos alfágenos, y por elevar las temperaturas de transformación A3 y Ac, deberían aumentar la difusión en las reacciones y, por tanto, acelerarlas; pero este efecto es contrarrestado por la acción contraria que determina su afinidad por el carbono para producir carburos. (La nucleación de la cementita se ve retardada, y aumenta el período de incubación). La curva perlítica se desplaza hacia arriba y hacia la derecha, estrechándose su campo. El B, para contenidos de 0.0005-0.003% formando solución sólida de inserción en la austenita, retrasa la transformación proeutectoide y la zona perlítica de modo muy notable.

FACTORES QUE INFLUYEN SOBRE LAS CURVAS TTT/ EXTRÍNSECOS Influencia del tamaño de grano austenítico. En las transformaciones por nucleación y crecimiento, para una misma composición química, se inicia más tarde la transformación de la austenita, cuanto mayor sea el tamaño de grano austenítico. dγ ↑  Transformación de la austenita más tarde Parece razonable que suceda así porque los gérmenes rectores de la perlita —la cementita—, o en su caso de la bainita, la ferrita—, se forman preferentemente en las juntas de grano. Por consiguiente, cuanto más grande sea el diámetro de grano austenítico menor es el número de juntas de grano existentes (menor el número de lugares aptos para la nucleación) y mas tarde comenzarán las transformaciones en las zonas perlítica y/o bainítica. En cuanto a la transformación martensítica, cuando el tamaño del grano austenítico del acero es muy fino, la temperatura Ms generalmente disminuye. Las numerosas juntas de grano parecen oponer un obstáculo a la formación de martensita

FACTORES QUE INFLUYEN SOBRE LAS CURVAS TTT Influencia de la temperatura de austenízación.

La temperatura de austenización tiene una doble influencia en el retraso cinético de las transformaciones. Por una parte, si el acero no presenta inhibición al crecimiento de grano, el aumento de temperatura produce un aumento del tamaño de grano austenítico, con las consecuencias ya señaladas: retraso en la cinética de las transformaciones y desplazamiento de la curva TTT hacia la derecha (en el sentido de los tiempos crecientes). Por otra parte, si la temperatura de austenización es muy elevada, la austenita al homogeneizarse en composición química se hace más estable, y por ello también se retrasan las transformaciones perlítica y bainítica: una austenita inhomogénea presenta mayor probabilidad de que, en determinados puntos de su masa, las reacciones perlíticas y bainiticas se inicien prontamente.

Figura VIII.35. Curva T.T.T. de enfriamiento continuo (IRSID). Acero 0.12% C, 0.79% Mn, 1.23% Si, 0.014% S, 0.011% P, 0.43% Ni, 1.22% Cr, 0.54% Mo, 0.24% Cu, 0.053% As, 0.016% Ti. Austenizado a 950° C durante media hora. Tamaño de grano 9.

FACTORES QUE INFLUYEN SOBRE LAS CURVAS TTT Con relación a la transformación martensítica, el aumento en la temperatura de austenización se traduce, en general, en una disminución de la temperatura Ms. M S (C )  500  350(%C )  40(% Mn)  35(%V )  20(%Cr )  17(% Ni )  10(%Cu )  10(% Mo)  5(%W )  15(%Co)  30(% Al )

Este efecto, claramente advertido en aceros de alto contenido en carbono y aleados, parece ser debido a que:

— La disolución progresiva de los carburos aumenta el contenido en carbono y aleantes solubilizados en la austenita. Complementariamente, la austenita resulta más estable por su mayor homogeneidad y exige también mayor salto térmico para la energía de tipo químico; y ello origina una disminución de la temperatura Ms. — El efecto inhibidor de los aleantes mantiene un grano austenítico fino. En cuanto a la austenita residual, el aumento en la temperatura de austenización —con la consiguiente estabilidad de la austenita— produce casi siempre un aumento en la cantidad de austenita no transformada en el temple. No sólo por la consiguiente disminución de Ms, sino también por la refractariedad de la austenita a transformarse por debajo de Ms. Esto es particularmente notable en aceros con alto contenido en carbono y aleantes. A veces, sin embargo, se observan excepciones a lo expuesto, y un aumento en la temperatura de austenización origina un grano austenítico muy grande, que, como hemos dicho, afecta a M s , elevando dicha temperatura por la influencia en la energía de tipo mecánico.

Templabilidad

Dentro de los aceros aleados hay dos hipótesis

1.- Acero hipoeutectoide aleado, con curvas como las de la figura.

Sabiendo que vc=velocidad critica del temple (velocidad más lenta posible que permite el desarrollo del 1 % M, desde la temperatura de austenización y que m y n son los retrasos de la transformación perlitica y bainitica, respectivamente, para que se de el temple la velocidad de enfriamiento debe librar al menor de los dos segmentos

Acero hipoeutectoide aleado

Para aceros hipoeutectoides de un mismo contenido en carbono C1%, y medianamente aleados, los retrasos en la transformación perlítica y bainítica pueden considerarse proporcionales, respectivamente, a m y n. m  (0, 254%C1 ) 1  4,1% Mn 1  2,83% P 1  0, 62% S  (1  0, 64% Si ) 1  2,33% Cr 1  0,52% Ni 1  3,14% Mo 1  0, 27% Cu  n   0, 272%C1  1  4,1% Mn 1  2,83% P 1  0, 62% S 1  0, 64% Si 1  1,16% Cr 1  0, 52% Ni 1  0, 27% Cu 

Los valores de m y n dictan el valor de vc y nos indican si el acero tendrá templabilidad bainitica suficiente (caso 1) o templabilidad perlitica suficiente (caso 2)

Los aceros eutectoides -puesto que no contienen productos proeutectoides- presentan una curva perlítica más alejada del origen de tiempos que la curva perlítica de los aceros hipereutectoides, ya que, en este caso, la cementita proeutectoide formada acelera por nucleación heterogénea la aparición de los gérmenes de cementita rectores de la transformación perlítica. En los aceros poco aleados, las zonas perlítica y bainítica aparecen solapadas. Otro tanto ocurre con las zonas bainítica y martensítica para aceros más aleados; y ello porque después de formarse la cantidad correspondiente de martensita, se produce una reacción bainítica en la austenita residual (las deformaciones producidas por las primeras plaquetas de martensita aceleran algo el mecanismo de formación de bainita).

Esferoidita Si un acero con microestructura perlítica se calienta hasta una temperatura inferior a la eutectoide durante un período de tiempo largo, por ejemplo a 700°C entre 18 y 24 h, se forma una nueva microestructura denominada esferoidita, cementita globular o esferoidal (Figura ).

Las partículas de Fe3C aparecen como esferas incrustadas en una matriz continua de fase α, en lugar de las láminas alternadas de ferrita y cementita de la perlita o de las partículas alargadas de Fe3C en una matriz ferrítica como es el caso de la bainita. Esta transformación tiene lugar mediante difusión del carbono sin cambiar la composición o las cantidades relativas de fases ferrita y cementita. La fuerza impulsora de esta transformación radica en la disminución del límite de fase αFe3C. La cinética de la formación de la esferoidita no está incluida en los diagramas de transformación isotérmica. Fotomicrografía de un acero con microestructura de esferoidíta. Las partículas pequeñas son de cementita; la fase continua es ferrita α (x1000).

La Figura resume las transformaciones y las microestructuras producidas. Aquí se supone que la perlita, la bainita y la martensita resultan de tratamientos de enfriamineto continuo; además, la formación de la bainita sólo es posible en los aceros aleados, no en los aceros al carbono.

Perlita gruesa

Perlita fina

Bainita superior

Posibles transformaciones de la descomposición de la austenita. Las flechas continuas indican transformaciones con difusión y las flechas con trazos indican transformaciones sin difusión.

Bainita inferior