Aceros y Fundiciones

ACEROS Y FUNDICIONES: ESTRUCTURAS, ESTRUCTURAS, TRANSFORMACIONES, TRANSFORMACIONES, TRATAMIENTOS TERMICOS y APLICACIONES

F. J. BELZUNCE Universidad de Oviedo, 2001

ACEROS Y FUNDICIONES:

ESTRUCTURAS TRANSFORMACIONES TRATAMIENTOS TERMICOS y

APLICACIONES

Micrografías de la Portada: Identifíquelas con las siguientes composiciones químicas Fe-O.150/0C Fe-O.S%C Fe-O.750/0C Fe-1.2%C Fe-O.080/0C-19%Cr-100/0Ni Fe-O.030/0C-19%Cr-80/0Ni Fe-30/0C-2.S%Si Fe-3.2%C-40/0Ni-2.5%Cr-l Fe-3.2%C-40/0Ni-2.5%Cr-l %Mo

1. FASES Y ESTRUCTURAS

1.1. Introducción

1

1.2. Constituyentes alotrópicos del hierro

1

1.3. Constituyentes simples de los aceros

5

2. TRANSFORMACIONES EN EL DIAGRAMA HIERRO-CARBONO 2.1. Diagrama hierro-carbono

7

2.2. Descomposición de la austenita en un enfriamiento lento

8

2.3. Cinética de la transfonnación de la austenita

11

2.4. Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre las transformaciones ferrito-perlíticas

15

2.5. Austenización de los aceros

17

3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS 3.1. Introducción

21

3.2. Distribución de los elementos aleantes

21

3.3. Modificación del diagrama hierro-carbono

23

3.4. Efecto de los elementos de aleación sobre la cinética de la transformación austenítica

25

4. TEMPLE DEL ACERO

4. 1. Martensi ta

27

4.2. Transformación martensítica

30

4.3. Transferencia ténnica durante el temple de los aceros

..

33

4.4. Tensiones de temple

..

37

5.1. Templabilidad

..

41

5.2. Penetración de temple

.

41

5.3. Diámetros críticos reales y diámetro crítico ideal

..

42

5.4. Ensayo Jominy

.

47

5. DETERMINACION PRACTICA DE LA TEMPLABILIDAD

6. REVENIDO DE LOS ACEROS

6.1. Introducción

55

6.2. Etapas en el revenido de los aceros

55

6.3. Efecto de los elementos de aleación

57

6.4. Propiedades mecánicas de los aceros templados y revenidos

57

6.5.Estimación de la dureza de un acero templado y revenido

60

6.6. Fragilización durante el tratamiento de revenido

64

7. TRATAMIENTOS TERMICOS 7.1. Introducción

67

7.2. Etapas 'en los tratamientos térmicos

67

7.3. Tratamientos térmicos fundamentales

69

7.4. Tratamientos isotérmicos

75

7.5. Tratamiento intercrítico

78

7.6. Tratamientos termomecánicos

79

8. TRATAMIENTOS SUPERFICIALES 8.1. Temple superficial

83

8.2. Cementación o carburación

87

8.3. Nitruración

94

8.4. Carboni truración

96

9. ACEROS DE CONSTRUCCION 9.1. Tipos de aceros

99

9.2. Aceros al carbono

100

9.3. Aceros dulces

103

9.4. Aceros microaleados

107

9.5. Aceros de gran resistencia

123

10. ACEROS DE HERRAMIENTA 10.1. Introducción

131

10.2. Aceros para trabajos en frío

132

10.3. Aceros para trabajos en caliente

142

10.4. Aceros de corte rápido

144

iii

11. ACEROS INOXIDABLES 11.1. Introducción

153

11.2. Aceros inoxidables martensíticos

..

157

11.3. Aceros inoxidables ferríticos

..

160

11.4. Aceros inoxidables austeníticos

..

164

11.5. Aceros inoxidables dúplex

..

171

11.6. Aceros inoxidables endurecibles por precipitación

..

176

12. FUNDICIONES DE HIERRO 12.1. Introducción

179

12.2. Fundiciones blancas

181

12.3. Fundiciones grises

187

12.5. Fundiciones dúctiles o nodulares

194

12.6. Fundiciones maleables

199

BIBLIOGRAFlA ANEXO 1

........................................................................................... 201 203

iv

Capítulo 1. Fases y estructuras

1. FASES Y ESTRUCTURAS

1.1. Introducción

Los aceros y las fundiciones de hierro constituyen con gran diferencia el grupo de materiales metálicos industrialmente más utilizado, ya que se pueden fabricar en grandes cantidades y con costes relativamente bajos. Además, sus propiedades en general y las mecánicas en particular abarcan un intervalo muy amplio, que van desde productos con resistencias moderadas (200-300 MPa) y ductilidades altas hasta aquellos otros caracterizados por una de las resistencias mecánicas mayores en la gama de las aleaciones metálicas (2000 MPa). Los aceros y las fundiciones de hierro son materiales basados en las aleaciones de hierro y carbono, a las que también se adicionan otros elementos de aleación, con el propósito, muchas veces, de endurecerlos, ya que el metal hierro policristalino con una muy alta pureza (60 ppm de impurezas) es un material muy blando: su límite elástico ronda los 150 MPa. 1.2. Constituyentes alotrópicos del hierro

Al enfriar una muestra de hierro puro desde el estado líquido experimenta una serie de transformaciones que se manifiestan nítidamente con técnicas térmicas y dilatométricas (desprendimientos de calor y variaciones dimensionales respectivamente). Al calentar la misma muestra se inducen idénticas transformaciones en sentido inverso, aunque ahora las mismas tienen lugar a unas temperaturas ligeramente superiores (histéresis térmica), que a su vez son función de las velocidades de calentamiento y enfriamiento utilizadas. Al enfriar una muestra de hierro puro desde el estado líquido, su solidificación tiene lugar a 1538°C y la estructura cristalina que se forma es cúbica centrada en el cuerpo (BCC, a

= 2.93Á),

es el hierro

El hierro

es estable hasta que se alcanza la

temperatura de 1394°C, temperatura a la que se transforma en hierro y, de estructura cúbica centrada en las caras (FCC, a = 3.65 Á). Finalmente a los 912°C, el hierro y se transforma en hierro a, de estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC, a

=2.9 Á). Al

continuar el enfriamiento hasta temperatura ambiente, la única transformación perceptible es que el hierro se vuelve magnético por debajo de 770°C (temperatura de Curie). La Figura 1.1 muestra los citados cambios alotrópicos en un registro del volumen atómico del hierro en función de la temperatura. Debe destacarse que todas

2


estas transformaciones aparecen acompañadas de cambios volumétricos. Por ejemplo, la transformación en el enfriamiento del hierro y en hierro a produce un aumento de volumen, que da lugar a la aparición de tensiones internas: Celda de hierro y: 4 átomos de hierro, V = (3.65)3 Celda de hierro a: 2 átomos de hierro, V = (2.9)3

VIV = 2 (2.9)3 - (3.65)3 I (3.65)3= +0.3% El parámetro de la red del hierro a a temperatura ambiente es 2.86 Á.

12·6

12·4

12·2

E 120

11·8

400

800

Temperalure (

e)

1200

1600

Figura 1.1 El conocimiento preciso de las celdas unidad del hierro a y del hierro y es importante de cara a justificar la solubilidad de los elementos intersticiales, principalmente carbono y nitrógeno, en ambas fases, su difusividad y también en la capacidad de deformación plástica de ambas estructuras. La Figura 1.2 muestra la disposición atómica de los átomos de hierro en las dos fases alotrópicas. Debe hacerse notar que la estructura FCC es más compacta que la BCC. Por otro lado, los intersticios mayores de la estructura BCC son los que ocupan las posiciones tetraédricas y los segundos más grandes son los que ocupan las posiciones octaédricas (octaedro achatado verticalmente), que ocupan los centros de las caras y los centros de las aristas del cubo. Por otro lado, es interesante

3


remarcar que la estructura del hierro y (FCC), si bien es más compacta, presenta intersticios mayores que la del hierro a (BCC). Los intersticios mayores en el hierro y ocupan posiciones octaédricas, existiendo también intersticios tetrédricos más pequeños. La Tabla 1.1 da cuenta del tamaño de las mayores esferas que se ajustarían al tamaño de los intersticios de las estructuras FCC y BCC.

· (a)

·

Metal atoms

(b)

o Octahedral interslíces

·

Metal atoms

o Tetrahedral interslíces

o (a) ·

(b) ·

Metal atoms

Metal atoms o Tetrahedral interslíces

o Octahedral interstices

Figura 1.2 Radio en el hierro, Á

Estructura

Hueco

Radio

BCC

tetraédrico

0.29r

0.35

BCC

octaédrico

0.15 r

0.19

FCC

tetrédrico

0.23 r

0.28

FCC

octaédrico

0.41 r

.0.52

r = radIo atómIco Tabla 1.1


4

En las aleaciones del hierro con otros elementos distinguiremos entre los elementos intersticiales y los sustitucionales. Carbono y nitrógeno constituyen los denominados elementos intersticiales (también lo son el boro, oxígeno y el hidrógeno) ya que son átomos lo suficientemente pequeños en relación al átomo de hierro como para introducirse en su estructuras ocupando sus huecos internos. Por el contrario, los demás elementos, también presentes normalmente en los aceros como el manganeso, silicio, cromo, etc., tienen tamaños atómicos mucho mayores y forman con el hierro soluciones sólidas de sustitución. De cualquier manera, la Tabla 1.2 refleja que incluso los elementos más pequeños ocupan un volumen mayor que los propios intersticios, de modo que cuando se incorporan a la red del hierro generan una distorsión en la misma.

Elemento Hierro

Radio Atómico (A) 1.26

B

0.94

C

0.77

N

0.72

O

0.6

H

0.46 Tabla 1.2

De este modo, la solubilidad del carbono y nitrógeno en el hierro y es mayor que en el hierro a, al ser mayores sus intersticios, tal y como se refleja en la Tabla 1.3. En la misma Tabla se puede apreciar que ambas solubilidades son extremadamente bajas a temperatura ambiente, siendo muy inferiores al contenido de estos elementos en los aceros industriales, por lo que a temperatura ambiente se encontrarán en formas precipitadas, carburos y nitruros, respectivamente. Otra diferencia importante a tener en cuenta entre las diferentes estructuras del hierro es su difusividad. La difusión de cualquier elemento es mucho más rápida en el hierro (estructura más abierta) que en el hierro y (estructura más compacta). Por otro lado, también la difusividad es siempre mucho más rápida en el caso de los movimientos de los átomos intersticiales que en el de los átomos sustitucionales, como se aprecia en la Tabla 1.4.

5


Temperatura (oC)

Solubilidad (% peso)

C en hierro y

1150

2.1

C en hierro y

727

0.77

C en hierro a

723

0.02

C en hierro a

20

<0.00005

N en hierro y

650

2.8

N en hierro y

590

2.35

N en hierro a

590

0.1

N en hierro a

20

<0.0001 Tabla 1.3

Solvente

Soluto

Energía de activac.

2

Do (cm /s)

Q (kJ/mol) Hierro y

Hierro a

Fe

269

0.18

C

135

0.15

Cr

405

1.8 10

Ni

280

0.77

P

293

28.3

S

202

1.35

Fe

240

0.5

C

80

6.2 10- 3

N

76

3 10- 3

Cr

343

3 10

Ni

258

9.7

P

230

2.9

4

4

Tabla 1.4. D = Do exp (-Q/RT) , cm2/s 1.3. Constituyentes simples de los aceros

Los aceros son aleaciones hierro-carbono. El carbono es un elemento intersticial, que se inserta en los huecos de las diferentes estructuras del hierro.

Capítulo l. Fases y estructuras

6

La solución sólida de inserción del carbono en el hierro y se denomina austenita. El

carbono se coloca siempre en los intersticios octaédricos de esta estructura. La austenita debido a su estructura FCC es una fase blanda, tenaz y amagnética. Sus propiedades mecánicas dependen del contenido de carbono, pero podríamos dar como valores medios representativos una dureza de 300HB, una carga de rotura de 900 a 1100 MPa y alargamientos comprendidos entre 30 y 60%. Por otro lado, la solución sólida de inserción del carbono en el hierro a se denomina ferrita. En este caso los átomos de carbono no ocupan los huecos tetrédricos, más grandes, sino los octaédricos, al estar éstos últimos más favorablemente situados para relajar la tensiones inducidas. Los huecos octédricos en el hierro a son asimétricos, por lo que la inserción en ellos de un átomo de carbono desplaza solamente dos de los seis átomos que lo rodean, lo que desde el punto de vista energético es más favorable. La ferrita, al igual que el hierro a, es magnética por debajo de 770°C. Se trata del constituyente más blando de los aceros, debido en este caso a su bajo contenido en carbono. Tiene una dureza de 90HB, una resistencia mecánica de 300 MPa y un alargamiento del 400/0. Existe un tercer constituyente de gran importancia en los aceros. Se trata del carburo de hierro o cementita, de fónnula

Esta es la fase que se fonna cuando el contenido de

carbono de la aleación excede el límite de solubilidad de la ferrita o de la austenita. La cementita es un compuesto intermetálico que, a diferencia de la ferrita y la austenita, responde a una composición química fija: contiene siempre un 6.67% en peso de carbono. La cementita tiene una estructura cristalina ortorrómbica con los siguientes parámetros de red: a=4.52Á, b=5.09Á y c=6.74Á. Su celda unidad es compleja y contiene 12 átomos de hierro y 4 átomos de carbono. La cementita es ferromagnética por debajo de 210°C. Se trata igualmente de un compuesto muy duro, el más duro de los aceros (68HRC) y frágil, cuya densidad vale 7.694 g/cm 3· La cementita es termodinámicamente inestable y por encima de 450°C puede descomponerse en sus componentes individuales, hierro y carbono (grafito). Sin embargo, el tiempo requerido para que esta descomposición tenga lugar es tan grande que en la práctica, en los aceros binarios Fe-C, nunca ocurre.

Capítulo 2. Transfonnaciones en el

7

hierro-carbono

2. TRANSFORMACIONES EN EL DIAGRAMA HIERRO-CARBONO 2.1. Diagrama hierro-carbono Para el estudio de las estructuras de los aceros industriales se necesita, en primer lugar, conocer y manejar con soltura el diagrama hierro-carbono, que se muestra en la Figura 2.1. Esta figura representa en realidad dos diagramas, el metaestable hierro-carbono yel diagrama estable hierro-grafito, ya que como se ha indicado en el capítulo anterior, la cementita no es una fase estable, aunque dada la lentitud de su transformación, el diagrama metaestable es el que tiene un mayor interés práctico para el estudio de los aceros. El diagrama estable hierro-grafito solo tiene interés en el estudio de las fundiciones al silicio. /

1700

1/

1600

/ /

1495'

/

1500

/

e)

/

1300

/

1/

1227"

I

1200

--1-

2.08

Austenite

1000

-

4.30

2.11

1100

,/

900 800

/

In

uld Fe

/

1400

01

-

Cementlte ... Fe3C) I

I i

I

no'

--

o.n

70O

-

736'

-

727"

! 600

, i

500

(a-Fe) Ferrite

400 300

1 -

-

200

- -

-- -

--

- --

230'

-- -I

100 I

O

"

Fe

0.5

1,0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

4.5

5.0

5.5

6.0

6.5

7.0

Weighl Percenlage Carbon

Figura 2.1


8

hierro-carbono

Tomando como base el diagrama metaestable hierro-carbono, se denominan aceros a las aleaciones binarias con contenidos en carbono menor que 2.11 %, mientras que las fundiciones de hierro tienen contenidos en carbono superiores al 2.11 % (hasta aproximadamente un 5%). Este diagrama muestra con claridad el comportamiento fuertemente gammágeno del carbono: la adición de carbono al hierro y aumenta el dominio térmico de estabilidad de la austenita. Así, por ejemplo, la temperatura de transformación del hierro y en hierro

aumenta hasta 1495°para un contenido en

carbono del 0.17% (punto peritéctico del diagrama), mientras que la de la transformación de la austenita en ferrita disminuye hasta 727°C para la aleación con 0.77% de carbono.

El diagrama metaestable hierro-carbono muestra tres puntos invariantes característicos: Punto peritéctico( 1495°C): Fase líquida(0.53%C)+Fe

(0.09%C)

Punto eutéctico(l148°C):Fase Punto eutectoide(727°C): Austenita

Fe y (0.17% C)

%C)+Fe3C (6.67%C) Ferrita (0.02%C) + Fe3C (6.67%C)

Las lineas que delimitan las diferentes regiones del diagrama hierro-carbono identifican las situaciones en las que tienen lugar cambios estructurales: Las temperaturas de transformación se denominan temperaturas críticas, existiendo así tres temperaturas de especial interés: Al' A3 Y Acm' Las temperaturas Al y A3 son las que respectivamente representan el inicio y el final de la transformación de la austenita desde el dominio donde están presentes las fases ferrita y cementita, mientras que se llama temperatura Acm a aquella que separa el dominio de estabilidad de la austenita de la zona bifásica

austenita+cementita. Dado que estas transformaciones no ocurren exactamentete a la misma temperatura al calentar y al enfriar, se denotan a veces como Ar o Ac para describir la transformación en el enfriamiento o en el calentamiento respectivamente (Arl, Ac l, por ejemplo). 2.2. Descomposición de la austenita en un enfriamiento lento

La austenita con un 0.77% de carbono se transforma a los 727°C en el constituyente eutectoide, ferrita más cementita, que se denomina perlita. La perlita de los aceros tiene la morfología típica de los constituyentes eutectoides, es decir, se trata de una disposición fina de láminas adyacentes de las dos fases. La transformación se inicia con


hierro-carbono

la formación de un primer germen de cementita en la junta entre dos granos de austenita. La formación del germen de cementita implica la difusión del carbono desde zonas adyacentes, quedando éstas empobrecidas en carbono, siendo por lo tanto susceptibles de transformarse en ferrita, al hallarse a una temperatura inferior a la correspondiente a la de su cambio alotrópico. La microestructura a temperatura ambiente del acero de 0.77% de carbono será totalmente perlítica. Tomando como referencia el hierro puro, debe tenerse en cuenta que en virtud del carácter gammágeno del carbono, el inicio de la transformación de la austenita en ferrita (Ar 3) ocurre a una temperatura tanto más baja cuanto mayor es el contenido de carbono de la austenita. Los aceros con un contenido en carbono menor del 0.77% se denominan hipoeutectoides y en su enfriamiento desde la región austenítica comienzan a transformarse por transformación alotrópica en ferrita primaria o proeutectoide y finalmente, cuando se alcanzan los 727°C, la austenita aún no transformada origina perlita. La Figura 2.2 da cuenta de como tiene lugar esta transformación y refleja como la ferrita proeutectoide se origina normalmente en las juntas de grano de la austenita (zonas de mayor energía), luego forma el constituyente matriz del acero

Figura 2.2

9

Capítulo 2. TransfOlmaciones en el

10

hierro-carbono

Conocidas la carga de rotura de la ferrita (300 MPa) y de la perlita (800 MPa), la regla de las mezclas permi te calcular aproximadamente la carga de rotura de cualquier acero hipoeutectoide:

R= (%ferrita) 300 + (%perlita) 800 = 300 + 650 (%C) Los aceros con un contenido en carbono mayor que el 0.77% se denominan hipereutectoides. En estos supuestos, la transformación de la austenita en el enfriamiento comienza cuando se alcanza la temperatura para la que la austenita queda saturada en carbono. Esta precipitación tambien empieza en las juntas de grano de la austenita, pero ahora el constituyente primario formado es la cementita (cementita proeutectoide), formándose finalmente perlita al alcanzarse la temperatura eutectoide (Figura 2.3). La cementita es ahora el constituyente matriz de estos aceros: se trata de unos productos muy frágiles. 1100

1000

900

800

a.

E

700

600

500

400

el Composition

Figura 2.3

Cl

Capítulo 2. Transformaciones en el

hierro-carbono

11

Finalmente, la austenita de los aceros con un contenido en carbono muy bajo «0.02%) se transforma por enfriamiento totalmente en ferrita antes de alcanzar la temperatura eutectoide. Estos aceros no tienen perlita. Sin embargo, al continuar enfriando estos productos hasta temperatura ambiente, la ferrita tennina saturándose en carbono, que precipita finalmente en fonna de cementita en puntos triples o en juntas de grano: es la denominada cementita terciaria (Figura 2.4).

Alomic Percentage Carbon

oc

0.05

950 1700F

0.10

Austenlte

900 lS00F

850 lS00F

800 14S0F

770·

ICURIE TEMPERATURE)

750

Ferrite

13S0F

738'

0.020S

0.0218

700 I

12S0F

650 11S0F

/

600 10S0F

550 1000F

500 900F

I

1/

//

!/

'/

450 800F

400

- - Fe·C equilibnum (experlmenlal) -Fe·Fe,C equilibrium ¡experimental) 1I

Fe 0.005 0.010 0.015 0.020 Weight Percentage Carbon

Figura 2.4

2.3. Cinética de la transformación de la austenita La forma más sencilla de estudiar la evolución de esta transformación es mediante tratamientos isotérmicos a temperaturas subcríticas. En estos estudios se analiza la evolución de la transformación a lo largo del tiempo, manteniendo constante la temperatura. El efecto de la temperatura se pone de manifiesto al comparar la transformación que opera a las diferentes temperaturas de ensayo. Se obtienen de este modo los diagramas TTT (Transfonnación-Temperatura-Tiempo), que expresan en un diagrama temperatura-tiempo, el tiempo necesario para que se inicie y para que finalice

1

Capítulo 2, Transfonnaciones en el

12

hierro-carbono

la transformación, cuando se mantienen isotérmicamente, a una determinada temperatura, muestras de acero previamente austenizadas. En estas experiencias las muestras de acero deben enfriarse rápidamente desde la temperatura de austenización hasta la del tratamiento isotermo para evitar que la transformación comience antes de de los aceros tienen alcanzarse la temperatura isoterma. En general, las curvas TTT de

"c" (Figura 2.5: curva TTT de un acero eutectoide), de tal modo que la nariz

forma de

de la curva representa la temperatura a la que la reacción ocurre con mayor rapidez (en este caso sobre 540°C), disminuyendo ésta tanto al movemos hacia mayores como hacia menores temperaturas. La explicación reside en que al acercarnos a la temperatura eutectoide, el grado de subenfriamiento es pequeño por lo que la fuerza impulsora de la transformación disminuye (entalpía libre ligada al cambio de fase). Por otro lado, al disminuir la temperatura de transformación por debajo de la nariz de la curva, aunque el subenfriamiento aumenta, la reacción se ralentiza, al disminuir ostensiblemente la difusividad del carbono en la

del hierro.

I 1 Illi

I 1 1

II 111,

800 -

.. 1

600

I

1000 500

I I

/

'.

+C·

.

o

55 '-

--

I-T

1I

I

I

0.5 1 2

57

I

Eslimated

40

- 50

I

M

I

38 _.

-- 43

-

i

90

11

- 41

.....

\

-

M.

-

40

"

Mso 1

200

- - -

....

-A

400

-

«

32

I

F

400

100

-

F+C-

"

800

200

!

I

, A+

600 -

,- :

I

1200 -

300

- woz

As - .-

-

700

1-

I I I11I

I

A

1400

w

I 11I

I 1 111

1

5 10 TIME - SECONOS

Figura 2.5

66


13

hierro-carbono

Otro efecto importante que es preciso recordar es que los productos de transformación (ferrita+perlita) son tanto más finos (y por ello, de mayor dureza) cuanto menor haya sido la temperatura a la que se han formado. En la misma Figura 2.5 se observa que la perlita formada a una temperatura cercana a la eutectoide (727°C), tiene una dureza dureza de 10-20 HRC, se trata de la perlita gruesa, con una separación interlaminar comprendida entre 0.25 y 0.5

Por el el contrario, la perlita que se forma en la región de la nariz de

la curva (sobre 540°C) tiene una dureza en torno a 35-40 HRC, la separación interlaminar de este constituyente es de 0.1-0.2

y se denomina perlita fina.

Las transformaciones perlíticas tienen lugar por nucleación y crecimiento, de tal manera que su cinética, a una determinada temperatura, responde a curvas del porcentaje de transformación en función del tiempo de tipo sigmoidal, como la representada en la Figura 2.6 (N YG son las velocidades de nucleación y crecimiento respectivamente). 1.0 3

N = 1000/cm /sec 5

0.8

G = 3 x 1O. cm/sec

0.6

0.4

0.2

/ 200

400

600 800 1000

Time, in seconds

Figura 2.6 Las estructuras de transformación que aparecen por debajo de la nariz de la curva de la Figura 2.5, aunque también son mezclas de ferrita f errita y cementita, son claramente diferentes de la perlita: se denominan bainitas. Cuando la transformación de la austenita eutectoide tiene lugar por debajo de 500°C, la difusión del carbono resulta ya muy dificil, mientras que el salto entálpico ligado a la transformación austenita-ferrita es muy grande. La formación de la bainita a temperaturas entre 500 y 400°C (bainita superior: 40-45 HRC) se inicia con la formación de un germen acicular de ferrita y como resultado de la necesaria expulsión del carbono, precipita cementita en los contornos de las agujas de ferrita. Entre 400 y 250°C, la difusión del carbono es aún


hierro-carbono

14

más lenta, de manera que en estas situaciones pequeñas láminas de cementita precipitan en el interior del propio germen de ferrita: es la bainita inferior (50-55 HRC). La extremada finura de las estructuras bainíticas, que no se resuelven al microscopio óptico, es la responsable de su alta dureza. Finalmente, cuando se enfria rápidamente una muestra de acero desde el dominio austenítico, de tal manera que no damos tiempo para que la transformación perlítica tenga lugar, por debajo de aproximadamente 200°C, tiene lugar l ugar una transformación diferente, que da lugar a una nueva estructura muy dura, denominada martensita. El estudio de la transformación martensítica se realizará en un capítulo posterior. De momento solamente se indica que las temperaturas Ms' Mso Y M90 , que aparecen en la Figura 2.5, corresponden respectivamente al inicio de la transformación martensítica, a un 50% ya un 90 % de la citada transformación (el (el resto, en cada caso, es austenita sin transformar) . Es preciso finalmente señalar que la transformación isoterma de la austenita en los aceros hipoeutectoides e hipereutectoides comienza dando lugar a la fase proeutectoide presente en cada caso, ferrita y cementita respectivamente, respecti vamente, tal y como se pone de manifiesto en las curvas TTT de un acero hipoeutectoide, que se presenta en la figura 2.7. 11 1I1I1 800

A 1. 140 0= IAf _. _. -

700

o

120

-

o

500

180

o

200

o

;1111

.- _. _.

.

'1" '1" - - .

_

I

-

/-

F+C

l-

i

¡

--HM.oj -

0.5 1 2

I, 1

1il

11

5 10

23

25

I 42

; -

¡

23

I

A +\ F+C '1

,

200

,I 15

I I

(

1 I

o

í

I I ' 100

l' i

\

600

400

1I 1111

11 11111

11

--

-\

400

1- 300

!

A

600 100

/1

¡

I I-T DIAGRAM I-T DIAGRAM

I

1

I

,

1

,

1

I,OAY

IHOUR

'1' I

1I

TIME - SECONOS

Figura 2.7

-

I

I

i

49

2

.

Capítulo 2, Transfonnaciones en el

15

hierro-carbono

La superposición de la curva que refleja la velocidad de enfriamiento del acero desde la

región austenítica con las curvas de tranformación TTT nos nos permitirá deducir el rango de temperaturas en el que la transformación de la

va a tener lugar y, y, en

consecuencia, conocer las estrcturas que se formarán.

2.4. Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre las transformaciones ferrito perlíticas Tomando como referencia un acero hipoeutectoide, el efecto de aumentar la velocidad de enfriamiento, desde el dominio austenítico, se traduce en una disminución de la temperatura Ar 3 (histéresis térmica asocida a los procesos de nucleación y crecimiento). La región de estabilidad de la austenita del diagrama hierro-carbono se modifica entonces al variar la velocidad de enfriamiento tal y como se pone de manifiesto en la Figura 2.8 (V 3>V 2>V 1).

\'/, de carbono

Figura 2.8 Se supone que la linea que marca la máxima solubilidad de carbono en la austenita mantiene su tendencia al descender la temperatura por debajo de la eutectoide, de tal modo que el punto eutectoide E se desplaza hacia contenidos c ontenidos inferiores de carbono (El' E 2 ,

La misma figura pone entonces de manifiesto que al aumentar la velocidad de

enfriamiento, aumenta también la proporción de perlita del acero, aunque el contenido

Capítulo2. Transformaciones en el

16

hierro-carbono

en carbono de este constituyente será menor que el que aparecería en un enfriamiento infinitamente lento. Por otro lado, como la transformación ocurre a temperaturas tanto más bajas cuanto mayor sea la velocidad de enfriamiento, el tamaño de grano de la ferrita y la separación interlaminar de la perlita disminuirán y, en consecuencia, aumentarán tanto la dureza como la resistencia mecánica del acero. Resulta entonces que en un enfriamiento continuo desde la región austenítica a una determinada velocidad, se requiere un cierto subenfriamiento para que la transformación se inicie (tanto más grande cuanto mayor sea la velocidad de enfriamiento). Por otro lado, los tratamientos térmicos comerciales de los aceros suelen consistir en enfriamientos continuos (no isotermos), por lo que sería más apropiado conocer la cinética de la transformación de la austenita en enfriamientos continuos: son las denominadas curvas CCT, que expresan el inicio y final de las transformaciones en enfriamientos realizados a diferentes velocidades de enfriamiento. Las Figuras 2.9 y 2.10 muestran respectivamente los diagramas CCT de un acero eutectoide y de otro hipoeutectoide. Estas figuras muestran las curvas de enfriamiento que se han utilizado para obtener los diagramas, así como la dureza final obtenida en cada caso. Nótese el aumento de temperatura que a veces se registra sobre la propia curva de enfriamiento como consecuencia del desprendimiento de calor asociado a la transformación.

1000

AustenitisierungstemperatlJr 810 oc in J min ffaltedalJer 10 min,

900

70

Figura 2.9

I

I

100

1000


17

hierro-carbono

En general, los diagramas CCT se encuentran algo desplazados hacia menores temperaturas y mayores tiempos en relación a los diagramas TIT. CS-

Mn V Auateniti

Cr

I

Auslenilisierungslemperalur 880

I

.

P880°C (16160 F)

Si d

(Holledouer J min) ou(geheizt in

I

mi"

5

JO

\

A

735°C 785°C

= 350°C

1\

I

,\

\

I

\

\ \

II

\ \

1\

1\

11

1\

Bereich des Auslenjls 1 \

f P

der Bereich der

\

8ereichderMorfensit·

O

I\

in

.. 0.1

Sekunden

10'

10 J

10

I

I

1000

100 I

10 --leil

Figura 2.10

2.5. Austenización de los aceros La reacción de formación de la austenita en el calentamiento por encima de la

temperatura crítica de un acero cualquiera se puede representar mediante un diagrama TTT, del mismo modo que lo hacíamos en el caso de la descomposición de la austenita. La principal diferencia radica ahora en el hecho de que a medida que incrementamos la temperatura por encima de la temperatura crítica de transformación, la velocidad de transformación aumenta continuamente. La Figura 2.11 muestra la transformación isoterma de la perlita en austenita en el calentamiento de un acero perlítico. Cualquiera que sea la temperatura (siempre superior a la

por supuesto), una vez

desaparecida por completo la perlita, queda todavía una cierta fracción de cementita residual sin transformar, que al cabo de un tiempo adicional termina redisolviéndose para dar lugar a una estructura totalmente austenítica, pero heterogénea (muestra regiones con diferentes contenidos en carbono), requiriéndose un tiempo

apreciablemente mayor para lograr la homogeneización completa de la austeni tao De cualquier manera, al igual que ocurría con las transformaciones de la austenita en el enfriamiento, la formación de la austenita en calentamientos continuos es dependiente de la velocidad de calentamiento, de tal modo que al aumentar la velocidad de


hierro-carbono

18

calentamiento, las mismas transfonnaciones tienen lugar a una temperatura más alta, debido a la histéresis ténnica ya comentada con anterioridad (ver Figura 2.12).

\

1,

\

\

\',.

\

I

\

\

\

l\

\ \

\

\\.

Wi!IJ

\

BOO

. .

\

\

\

1,\ \

?8D

"

1400

?BO

"

"

?4O

Pearlite

------

__

IDODO

ID

O

Figura 2.11 Temperalure

900

111

I

I

880 860

\ 1/

/

800

780

I

11

820

e

I

" 11111

nHE +

J

11

1/

f 1/

:1

760

/

I

/

720

riCé

0.1

-

10

ACl

I

P arl'te v

70 680

AC3

V Time in seconds

Figura 2.12

19

Capítulo2. Transfonnaciones en el diagrama hierro-carbono

Otro aspecto importante asociado al empleo de temperaturas de austenización muy altas o a tiempos de mantenimiento a temperatura elevada grandes es el crecimiento del grano de la austenita. El crecimiento del grano de austenita es un proceso espontáneo que tiene lugar por difusión (movimiento de las fronteras de grano) ya que la microestructura final es más estable al disminuir en ella la extensión de las juntas de grano (menos defectos). La adición de aluminio como elemento desoxidante de los aceros (aparece en forma de AIN) y de otros elementos como el titanio y el niobio (forman carbonitruros) dificulta el crecimiento del grano austenítico, ya que estos compuestos precipitan en forma fina y dispersa en las juntas de grano de la austenita, ejerciendo un efecto de anclaje que retarda el movimiento de las fronteras de grano. La Figura 2.13 muestra también como el efecto de afino de grano ligado a la precipitación de estos compuestos desaparece bruscamente al sobrepasarse la temperatura a la que estos precipitados se redisuelven en la austenita. 800 900

8

1000 oC

. . . I. . . .

7

JJ

128 64

Fine-grained

6

32 +---1

5

16

4

8 Coarse-grained

. ot---+--1

1600

z

'/4

-2 1400

1

.

Grain-coarsening temperature

1800

Heating temperature.

Figura 2.13

2000

'/a

Transfonnaciones en el

hierro-carbono

20

Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros

3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS

3.1. Introducción

Los aceros al carbono son aleaciones binarias hierro-carbono que pe resentan unas excelentes propiedades mecánicas y bajo coste. Sin embargo es posible mejorar estas propiedades y especialmente adaptar estos productos a trabajos en condiciones más severas (p.e., ambientes corrosivos, altas temperaturas) mediante el uso de elementos de aleación. El coste de los aceros de media y alta aleación también será mayor. 3.2.Distribución de los elementos aleantes

Podemos dividir los elementos de aleación de los aceros en varias categorías atendiendo a las fases en las que aparecen: - Elementos que aparecen disueltos en la ferrita - Elementos que aparecen disueltos y también forman carburos estables - Elementos que aparecen formando carburos - Elementos que aparecen en forma de inclusiones no metálicas - Elementos presentes en estado libre. Dentro de la primera categoría se sitúan elementos tales como el niquel, cobre, fósforo, silicio, aluminio y cobalto, que normalmente aparecen disueltos en la ferrita (formando soluciones sólidas de sustitución), dado que su solubilidad en la cementita o su tendencia a formar carburos es muy baja. Recuérdese que solamente los elementos con radio atómico más pequeño, como el carbono y el nitrógeno, forman soluciones sólidas de inserción. El efecto principal que origina la entrada en solución sólida de otros elementos en la ferrita es la distorsión de su red cristalina (diferente tamaño atómico), que a su vez produce el endurecimiento de la ferrita. El endurecimiento es notablemente mayor en las soluciones sólidas de inserción que en las de sustitución. Este carácter endurecedor, de mayor a menor, resulta ser: C, N, P, Sn, Si, Cu, Mn, Mo. El niquel, cromo y aluminio apenas afectan a la dureza de la ferrita.. Muchos de los elementos de aleación empleados en la fabricación de aceros corresponden a la segunda categoría, siendo entonces formadores de carburos (generalmente más estables que la cementita), aunque si están presentes en bajas concentraciones, entran en solución tanto en la cementita como en la ferrita. Ejemplos típicos son el manganeso, cromo, molibdeno, vanadio, niobio, wolframio, etc. El manganeso no forma carburos sino que suele aparecer

21

22


disuelto en la cementita. Un mismo elemento químico puede fonnar varios carburos distintos en función de las proporciones relativas de carbono y del citado elemento presentes en el acero. La Figura 3.1 presenta el diagrama de equilibrio de un acero con 0.2% de carbono y diferentes proporciones de cromo y vanadio a 70ü°C. Nótese que en este supuesto carburos del tipo de la cementita (M3C) solo son estables cuando el contenido de cromo es menor del 1.2% Yel de vanadio inferior al 0.6%. Cuando cualquiera de estos elementos fonnadores de carburos está presente en mayor proporción de la necesaria para formar carburos, que a su vez viene detenninada por el contenido en carbono del acero, el resto aparece disuelto en la red de ferrita. Por otro lado, los elementos no carburígenos (silicio, fósforo, aluminio, niquel y cobre, en orden decreciente) tienen carácter grafitizante, es decir dificultan la fonnación de cementita y en su lugar promueven la aparición del carbono en su fonna más estable, es decir, grafito. 2'0

1'5

E

.

>

1·0

0'5

M3C + V4 C 3 M3C

O

O

5

6

7

8

9

10

11

12

Wt %·chromium

Figura 3.1 Solamente hay unos pocos elementos que entran casi exclusivamente en combinación con los carburos. El más importante es el nitrógeno, que fonna carbonitruros con elementos como el titanio, niobio, vanadio,.. Hay ciertos elementos como el silicio, manganeso, aluminio, calcio, magnesio que, estando presentes en cantidades muy pequeñas, fonnan inclusiones no metálicas, del tipo de los óxidos y sulfuros. Son elementos residuales que quedan formando estas fases tras los correspondientes tratamientos de desoxiadación y desulfuración utilizados en el curso de la elaboración de los aceros. De cualquier manera, la proporción de estas fases es siempre muy

23


pequeña, ya que son función del contenido final de oxígeno y de azufre del acero. Desde este punto de vista el manganeso tiene un efecto beneficioso ya que en virtud de su mayor afinidad por el azufre impide la formación de FeS (se forma en su lugar MnS). La fase FeS forma con el hierro un constituyente eutéctico de bajo punto de fusión que dificultaría mucho la laminación en caliente y la forja de los aceros. Por último, elementos tales como el plQmo aparecen en estado libre formando parte de los aceros, es decir sin combinar ni solubilizar.

3.3. Modificación del diagrama hierro-carbono A este respecto, los elementos de aleación se dividen en dos grandes grupos: - Elementosgammágenos, que expanden la región de estabilidad de la austenita. - Elementos alfágenos, cuyo efecto es el contrario, es decir, contraen la región austenítica y, en consecuencia, incrementan la zona de estabilidad de la ferrita. Si en un acero introducimos elementos como el niquel, manganeso y cobalto en grandes cantidades se podría llegar a hacer desaparecer por completo el hierro

y obtener así una

estructura de hierro y estable a temperatura ambiente. En otras ocasiones (carbono y ni trógeno son los elementos más representativos), los elementos gammágenos expanden la región de estabilidad del hierro y, pero su efecto tiene un límite marcado por la formación de otros compuestos (carburos y nitruros). Cobre y zinc tienen efectos similares a estos últimos. Por el contrario, muchos elementos de aleación tienen el efecto contrario, es decir restringen la región de estabilidad del hierro y, de tal manera que a partir de un determinado contenido del elemento, los campos de estabilidad de las estructuras BCC del hierro (hierro

y hierro

se unen. Dentro de esta categoría citaremos a elementos como el silicio, aluminio, berilio y fósforo, junto con los elementos fuertemente formadores de carburos: titanio, vanadio, molibdeno y cromo. Finalmente, en un último caso, elementos como el boro, tántalo, niobio y zirconio producen la contracción del bucle de hierro y, pero ahora éste termina formando determinados compuestos. La Figura 3.2 muestra gráficamente todos los casos citados, mientras que las Figuras 3.3 y 3.4 muestran respectivamente el efecto sobre el diagrama hierro-carbono de un elemento gammágeno típico (manganeso) y dos alfágenos (titanio y cromo). En estos dos últimos casos se destaca que la presencia de los átomos de titanio y de

24


cromo en la red de la austenita producen una distorsión tal que se reduce considerablemente el contenido de carbono que satura la austenita a cualquier temperatura. (e)

(a)

M

M

A4

A4

A 3

a

Closed r-fie1d

Open r·field

(b)

(d)

M

A 4

A3

A3

Expanded )'-field

Contracted

r -field

Figura 3.2 Como consecuencia de los efectos citados, todos los elementos alfágenos aumentan la temperatura eutectoide mientras que los elementos gammágenos la disminuyen. Por otro lado, todos los elementos de aleación (alfágenos y gammágenos) disminuyen el contenido de carbono del punto eutectoide. Estas características se cuantifican en la Figura 3.5. Las fórmulas desarrolladas por Andrews (1965) permiten calcular aproximadamente las temperaturas AC3 y Ac¡ de los aceros atendiendo a su composición química: AC3

AC 1

=910 -

- 15.2 Ni + 44.7 Si + 104 V + 31.5 Mo + 13.1 W 723 - 10.7 Mn - 16.9 Ni + 29.1 Si + 16.9 Cr + 290 As + 6.38 W

=

25

Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros 1500 1400 1300

1200

2, 5'/,

I

g'/.

1100

4'/. 1000 900

Mn

V J./

2 '5'I'Mn4'1. Mn

E 800

-

\

..

Acero 0,35'/. Mn

700

a; carboio

600

I

9'1.Mn

0,2

0,4

0,6 0,8 1,0 Contenido en Carbono

1,2

1,4

1,6

1,8

Figura 3.3 1500

a.

1100

E

900

900

0'5

1-0 Weight %

e

1-5

2·0

0-5

1·0 Weight %

e

1'5

2-0

Figura 3.4 3.4.

Efecto

de

los

elementos

de

aleación

sobre

la

cinética

de

transformación austenítica En virtud de la diferente tendencia que tienen los elementos de aleación para asociarse con la

ferrita o de formar carburos, es lógico esperar que su presencia influya sobre la cinética de la transformación de la austeni ta por debajo de la temperatura crítica Al' Prácticamente todos los elementos de aleación, a excepción del cobalto, retrasan la cinética de la transformación de la austenita, La explicación de este hecho reside por un lado en que la presencia de elementos de aleación en la austenita disminuye la difusividad del carbono en esta fase, y por otro, la transformación de la austenita implica igualmente un cierto reparto de los elementos de

la

26


aleación entre la austenita, ferrita y carburos, que a su vez implica la difusión (mucho más lenta que la del carbono) de los propios elementos de aleación.

1200

0,80 0,60 e

800

o 040 .

E

0,20

Figura 3.5 La Figura 3.6 muestra el efecto de pequeñas adiciones de manganeso y molibdeno sobre el inicio de la transformación de la austenita. El efecto del molibdeno varía con la temperatura a la que tiene lugar la transformación (lo mismo ocurre con otros elementos de aleación) y conduce a separar claramente las regiones en las que operan las transformaciones perlíticas y bainíticas. A = Fe-0'5 al % e 6 = Fe-0'5 al % e 1·0 al % Mn e = Fe-0'5 al % e 1·0 al % Mo

1000 900

-----A

-----6

800 a. 700 E

600 500

e}

6

e

10 Reaclion lime (s)

Figura 3.6

Ae3

27

Capítulo 4. Temple del acero

TEMPLE DEL ACERO

4.1. Martensita

Si se enfría rápidamente la austenita a una velocidad mayor que la ve locidad crítica de temple (menor velocidad a la que se impide la formación de las estructuras perlito bainíticas, que corresponde, por ejemplo, a la curva de enfriamiento tangente a la nariz perlítica en la Figura 2.5), la transformación de la austenita tiene lugar por debajo de los 250°C de un modo muy diferente al que se había explicado en el capítulo 2. La estructura que se forma como consecuencia de la citada transformación se denomina martensita (es la microestructura más dura y frágil de los aceros) y el enfriamiento rápido que hemos debido realizar recibe el nombre de temple. La martensita es una solución sólida sobresaturada en carbono que presenta una estructura tetragonal centrada en el cuerpo con los átomos de carbono ocupando posiciones octaédricas intersticiales a lo largo del eje mayor de la celda (eje c, véase la Figura 4.1, donde las posiciones intersticiales x e y están vacías).

OFe atoms

· e atoms

· Octahedral interstices

a

---"1

Figura 4.1 Cuanto mayor es el contenido en carbono de la martensita, un mayor número de lugares intersticiales son ocupados y, consecuentemente, la tetragonalidad de la celda aumenta, tal y como se refleja en la Figura 4.2 (también recoge la variación del parámetro reticular de la austenita con su contenido de carbono). La distorsión que produce el carbono en la estructura martensítica se cuantifica de la

siguiente forma:

28


c/a = 1 + 0.045 %C de tal modo que una martensita sin carbono tiene la misma estructura que la ferrita (la extrapolación a carbono cero del parámetro reticular de la martensita coincide con el parámetro de la ferrita). at

o

0'95

e

1'90

3'80

4,75

3·66

3·62 8-

parameter ef fcc austenite

3·58

3'54

3'50 3.02 e - para meter ef bet manensite \

2'98

2·94

2·90 8-

para meter ef bet manensite

2.86,---

2.82

__ J

__

O

0'4

0·6

0·8

1·0

e Figura 4.2 wt

"4

La Figura 4.3(a) muestra como se puede generar una estructura tetragonal (a'),

prácticamente sin difusión, a partir de la estructura cúbica (y) de la austenita. Para convertir aquella celda tetragonal en una celda de martensita es necesaria una contracción de aproximadamente un 17% a lo a lo largo del eje vertical, eje [001] (Figura 4.3.b). Aunque hoy día se sabe que este mecanismo, debido a Bain, no es correcto, pone de manifiesto la posiblidad de obtener una martensita por distorsión mecánica (sin difusión) de la celda de la austenita. La martensita es una fase metaestable que aparece solo porque la difusión es prácticamente inoperante a las bajas temperaturas a las que se forma, de tal manera que

29


si calentamos la martensita hasta una temperatura suficiente para dotar a los átomos de carbono de una cierta movilidad (tratamiento de revenido, SOO-70ü°C), se formará cementita y la celda de martensita sin carbono se habrá transfonnado en ferrita, es decir, se habrán formado las fases estables que nos indica el diagrama [(01) r

[(01)

I

O

I I

o

I - [010] r

[l(0)r (a)

I I O

I

I

O'I

I

e

__a

(b)

Figura 4.3 La Figura 4.4 muestra el importante efecto que ejerce el carbono sobre la dureza de la

martensita, en comparación con la ligera influencia que tiene en la dureza de la austenita. La enonne dureza de una martensita con alto contenido en carbono se debe a la acción conjunta de mecanismos de endurecimiento como la distorsión estructural por cizaIladura, el endurecimiento por solución sólida de inserción del carbono, y la formación de una alta densidad de dislocaciones y macias finas. Por otro lado, el tamaño de grano de la austenita de partida fija el tamaño máximo de las placas de martensita, de tal manera que la resistencia mecánica de la martensita depende también, en un cierto grado, del tamaño de grano de la austenita segun una relación del tipo Hall-Petch (Figura 4.5)

30

Capítulo 4. Temple del acero 900,---------------

_

65 800

700 Martensite in iron-carbon alloys

600

50

500 c:

o c:

45

400

40

35 300

30 25 20

200 Austenite in

iron-nickel-carbon alloys

\ 100

wt %

e

Figura 4.4 4.2. Transformación martensítica La transformación martensítica no es una transformación que tiene lugar por nucleación y crecimiento, sino que presenta unas características propias, que se citana

continuación: - En virtud de la práctica ausencia de difusión en estado sólido motivada por las bajas temperaturas a la que tiene lugar, la transformación martensítica no altera la composición química de las fases que intervienen: la composicón química de la martensita es la misma que la de la austenita de la que procede. De este modo, el cambio estructural producido por la transformación ocurre por cizal1adura en virtud de pequeños movimientos atómicos (los átomos se desplazan distancias inferiores al parámetro de la red).

31

Capítulo 4. Temple del acero Grain size - A5TM number ZZOO 8650: 0'5 C -lMn -0'5Ni -0,5 Cr-0'Z5 Mo 4340: 0·4 C - 0·7 Mn -0,8 Cr-1'5 Ni-0'Z5 Mo

ZOOO

I

E 1800

z

··

1Z00

1000

Figura 4.5

- La transformación martensítica no depende del tiempo sino solo de la temperatura. Enfriada la austenita por debajo de la temperatura a la que esta transformación comienza a producirse (M.), ésta tiene lugar instantáneamente (la formación de placas individuales de martensita ocurre en tiempos del orden de los 10'7 s) y no progresa aunque mantengamos constante la temperatura durante largos periodos de tiempo. - La transformación de la austenita en martensita tiene lugar con un aumento de volumen que depende ligeramente del contenido en carbono del acero, pero que en términos generales se sitúa en torno al 4%. Una consecuencia de esta característica es la creación de un fuerte campo local de tensiones residuales, que puede, en algunos casos, llegar a producir el agrietamiento del acero. - La cantidad de austenita transformada en martensita aumenta al disminuir la temperatura. Se denomina M. a la temperatura a la que se inicia esta transformación y Mf es la temperatura a la que toda la austenita se ha transformado en martensita. Estas temperaturas dependen casi exclusivamente de la composición química del acero: cualquier elemento químico, a excepción del cobalto y aluminio, disminuyen la temperatura M., pero la influencia de los elementos intersticiales (carbono y nitrógeno)

32


es mucho mayor. La fórmula de Andrews (1965) es la más utilizada a la hora de estimar la temperatura Ms de un acero: Ms (OC) = 539 - 423C - 30AMn - 17.7Ni - 12.1Cr - 7.5Mo Por otro lado, la transformación martensítica es función del grado de subenfriamiento, por debajo de la temperatura Ms' de tal modo que la fracción volumétrica de martensita transformada se puede estimar a partir de la expresión que se indica en la Figura 4.6. Al aplicar estas fórmulas a un acero aleado de alto contenido en carbono veríamos que su temperatura Me es inferior a la temperatura ambiente, de modo que tras

el temple del acero quedará una cierta fracción de austenita no transformada (austenita residual) a no ser que se realice un temple subcero, que consiste en un enfriamiento por debajo de la temperatura ambiente hasta alcanzar la temperatura Me del acero. 100 50

o

-----------

..

..-.

2

20

e

·

10 HARR I S AND

V =6.95xlO- 15r455-(M -TIJ5.32

s q

2.0

1.0

.5 .

-LlO x lO' (Ms Tq)

-.

;

· PURE IRON-CARBeN · PURE IRON-CARBON (SUB-ZERO QUENCH) PlAIN CARBON SAE S2100 · PlAIN CARBON (AFTER HARP.IS AND COHEN)

·

Ms - Tq (oC)

Figura 4.6 El contenido de austenita residual tras el temple de un acero depende de tres factores: composición química del acero, proceso de austenización previo y velocidad de temple. La influencia de la composición química queda reflejada en el importante efecto que se acaba de exponer de los elementos aleantes sobre la temperatura M. del acero. En relación al proceso previo de austenización hay que apuntar que al aumentar la temperatura de austenización (yen menor medida también al aumentar el tiempo de mantenimiento) propiciamos tanto la homogeneización de la austenita (Figura 2.11) como el crecimiento de su tamaño de grano (Figura 2.13), y ambos factores contribuyen a estabilizar la fase austenítica, retrasándose de este modo su transformación tanto en


ferrita y perlita como en martensita. Es decir, al aumentar la temperatura y el tiempo de austenización la temperatura Ms disminuye. Además, la cantidad final de austenita retenida tras el temple aumenta al disminuir la velocidad de enfriamiento, ya que en un enfriamiento lento damos más tiempo a que la austenita se vaya acomodando y se relajen las tensiones internas que surgen como consecuencia tanto del propio enfriamiento como de la transformación de la austenita en martensita. Todo ello contribuye a aumentar la estabilidad de esta fase y, en consecuencia, a retrasar su transformación hacia temperaturas más bajas.

4.3. Transferencia térmica durante el temple de los aceros

Tal y como se explicó en los apartados anteriores, el endurecimiento de un acero por transformación martensítica exige realizar un enfriamiento suficientemente rápido después de su austenización, lo que exige utilizar un medio refrigerante adecuado (medio de temple). Por esta razón es importante conocer el proceso de transferencia térmica que tiene lugar cuando una pieza de acero caliente se introduce en un medio líquido (agua, aceite, etc.). Cuando una pieza de acero caliente (p.e. a 900°C) se introduce en el medio de temple líquido que se encuentra a temperatura ambiente, el líquido en contacto con la superficie del acero entra en ebullición, formando una película de burbujas de vapor que actúan a modo de una capa aislante que previene el contacto directo entre la superficie de la pieza y el medio refrigerante. En esta etapa del temple la transferencia térmica es baja y si se quiere conseguir una velocidad de enfriamiento alta, debe intentarse reducirla todo lo posible. Conforme el enfriamiento de la pieza progresa, el espesor de la capa de vapor disminuye hasta que llega un momento en el que la película de vapor comienza a romperse, lo que permite que corrientes de fluido frío entren en contacto con la superficie del acero, donde se vaporiza inmediatamente. Este proceso se repite incesantemente dando lugar a una transferencia térmica muy rápida. Finalmente, cuando la superficie del acero alcanza una temperatura tal que el medio refrigerante ya no entra en ebullición, la transferencia térmica solo tiene lugar por conducción y convección y la velocidad de enfriamiento del acero se reduce en comparación con la etapa anterior. Estas tres etapas en las que de modo esquemático se ha dividido el proceso de enfriamiento de una pieza de acero se muestran en la Figura 4.7, mientras que la Figura 4.8 da cuenta de que la curva de enfriamiento de un acero depende fuertemente del medio de temple utilizado. Un medio de temple ideal sería aquél que tuviera una etapa

33


34

primera corta para evitar alcanzar las curvas de la transformación perlftica del acero, a la que debería seguir una etapa segunda caracterizada por una velocidad de enfriamiento muy rápida y finalmente una etapa tercera en la que la velocidad de enfriamiento volviera a ser baja para que en ella tuviera lugar la transformación martensítica lentamente, con el fín de evitar deformaciones y la aparición de fuertes tensiones residuales, motivadas por el incremento de volumen inherente a la transformación. Tlmperaturl 'C 1000

800 700 600

300 200 100

Con'lction

o

10

15

25

20

Timo 5

Figura 4.7 Temp,rQture

·C 800 700

3 ./. brine

600

HQrdening oil A

500

HQrdeni ng oi 1 B Di! emulsion

Tap WQter

300 200 100 O

O

S

10

15

20

2S

30 Time

5

Figura 4.8 Resulta entonces dificil caracterizar un medio de temple por un único parámetro que defina fielmente su capacidad refrigerante. A este respecto, deben tenerse en cuenta dos consideraciones. Por un lado está el flujo de calor que se dirije desde la superficie de la

35


pieza hacia el medio refrigerante, que es el que controla la temperatura de la superficie del acero. Por otro lado, la transferencia térmica en el interior de la pieza de acero viene controlada por la difusividad térmica del mismo, siendo necesariamente idénticos el fl ujo de calor que llega a la superficie de la pieza y el

ésta transfiere al medio

refrigerante. La velocidad de transferencia de calor desde la superficie hacia el medio viene dado por la ley de Newton: (dQ/dt)s = h (Tsdonde h es el coeficiente de película, Ts la temperatura de la superficie de la pieza y T ro la del medio de temple. Por otro lado, en cualquier punto de la pieza de acero, el flujo térmico será: dQ/dt

=k (dT/dx)

k es la conductividad térmica del acero y en la superficie de la pieza tendremos: (dQ/dt). = k (dT/dx)s Igualando ambos flujos, resulta: (dT/dx)s

=(h/k) (Ts- T

Resulta entonces que la velocidad de transferencia de calor a través de la superficie de la pieza de acero es directamente proporcional al cociente h/k. A este respecto, el coeficiente de película h depende de distintos factores que dificultan su cuantificación práctica. De cualquier modo, se ha acuñado un término que denota la capacidad refrigerante de un medio o efectividad del medio refrigerante, que se denomina severidad de temple, que tiene las dimensiones de H

=h / 2k

Aunque los valores de la severidad H varían en el curso del enfriamiento (especialmente varía el coeficiente de película, aunque igualmente varía la conductividad térmica), se suelen utilizar unos valores medios aproximados característicos de cada medio. La Tabla 4.1 muestra la severidad H (en pulgadas· l) de diferentes medios de temple y

también la gran influencia del grado de agitación. La Tabla 4.2 muestra la capacidad refrigerante de medios de temple muy diversos en comparación con el agua a 18°C. Otro factor que también influye de manera muy importante en la velocidad de enfrimiento de cualquier pieza durante su temple en el medio apropiado es el tamaño de la misma. La Figura 4.9 da cuenta de la velocidad de enfriamiento de puntos situados a diferente profundidad de un redondo de 25 mm de diámetro templado en un medio de severidad H=4.


36

Air

No circulation of fluid or agítation of piece Mi!d circulation (or agitation) ............ Moderate circulation ................... Good circulation ....................... Strong circulation ...................... 0.05 Violent circulation .....................

Water

Oi!

0.02 0.25 to 0.30 0.30 to 0.35 0.35 to 0.40 0.4 to 0.5 0.5 to 0.8

0.8 to 1.1

0.9 LO

1.2 1.4 1.6

Brine

LO

2 1.1 2 to 2.2 to 1.3 to 1.5 to 2.0 to 4 5 to

Tabla 4.1

Quenching medlum Aqueous solution, Aqueous solution, Aqueous solution, Aqueous solution, Aqueous solution, Water at 32 F Water at 65 F Aqueous solution, Mercury Sn30Cd7o at 356 F Water at 77 F Rape seed oi! Tria! oi! No. 6 Oi! P20 Oi! 12455 Glycerin

Cooling rate (a) from 717 to 550 oC (1328 to 1022 °F) relative to that for water at 18 oC (65°F) 10% 10% 10% 10% 10%

LiCI NaOH NaCI NazC0 3 .. H ZS0 4 · · ·

10% H3P0 4 · · ·

2.07 2.06 1.96 1.38 1.22 1.06 LOO 0.99 0.78 0.77 0.72 0.30 0.27 0.23 0.22 0.20

Quenching medium

Cooling rate (a) from 717 to 550 oC (1328 to 1022 °F) relative to that for water at 18 oC (65°F)

Oi! 20204 Oil, Lupex Iight Water at 122 F Oi! 25441 oi! 14530 Emulsion of 10% oi! in water Copper plates Soap water Iron plates Carbon tetrachloride Hydrogen Water at 166 F : Water at 212 F Liquid airo Air Vacuum

0.20 0.18 0.17 0.16 0.14 O. 11 0.10 0.077 0.061 0.055 0.050 0.047 0.044 0.039 0.028 0.011

(a) Determined by quenching a 4-mm nichrome ball, which when quenched from 860 oC (1580 °F) into water at 18 oC (65°F) cooled at the rate of 1810 oC (3260 °F) per second over the range 717 to 550 oC (1328 to 1022°F). This cooling rate in water at 18 oC (65°F) is rated as 1.00 in the table, and the rates in the other media are compared with it. (Ref 6.22)

Tabla 4.2 Se observa claramente que el enfriamiento es tanto más lento cuanto más nos alejemos de la periferia de la pieza. Por otro lado, si comparamos las velocidades de enfriamiento de dos redondos de diferente diámetro templados en el mismo medio, no solo será claramente inferior la velocidad de enfriamiento del centro del redondo de mayor tamaño (más alejado de la superficie) sino que también será inferior la velocidad de enfriamiento de su superficie en comparación con la correspondiente a la superficie del redondo de menor tamaño. Este efecto se justifica si se tiene en cuenta que el contenido calorífico de la pieza es proporcional a su volumen (V) mientras que el calor evacuado superficialmente cuando la pieza se pone en contacto con el medio refriegerante es proporcional a su superficie (S), de tal modo que la velocidad de enfriamiento periférica estará en relación directa con el cociente (S/V)

37


=

(S/V)en

=2 / r

/

1470

u..

E 770

2

4

6

8

10

12

14

16

Time. seconds

Figura 4.9 Por otro lado, en el curso de cualquier enfriamiento, la diferencia de temperatura entre el núcleo y la periferia de una pieza será tanto mayor cuanto mayor sea la severidad del medio de temple (la periferia alcanzará antes la temperatura del medio). 4.4. Tensiones de temple

Durante el temple de los aceros se originan tensiones que pueden llegar a jugar un papel importante en el tratamiento, pudiendo incluso originar distorsiones y generar grietas en la pieza templada. Las tensiones surgen a consecuencia de dos fenómenos distintos: tensiones ténnicas y tensiones por cambio de fase.

El desarrollo de tensiones de origen ténnico se puede esquematizar con sencillez en el curso del enfriamiento de una pieza cilíndrica, que inicialmente se encuentra a una temperatura uniforme Th' sindo T 1 la temperatura del medio de temple (Figura 4.10, a). Al introducir la pieza en el medio refrigerante, su superficie se enfría hasta TI y debería contraerse desde 11 hasta 12 , sin embargo, el centro de la pieza se encuentra todavía a la temperatura T h Ymantiene su longitud iniciall l · Dado que las partes superficial y central de la pieza fonnan un todo continuo, se generan tensiones de compresión en el centro y de tracción en la superficie (Figura 4.10, b). Posterionnente la región central de la pieza se enfría y se contrae, reduciéndose de este modo las tensiones internas (Figura 4.10, c,

38


d). Finalmente, cuando el centro alcanza la temperatura TI' ambas partes, central y superficial, tendrán la misma longitud y las tensiones internas habrán desaparecido (Figura 4.10, e). Se ha supuesto que estas tensiones son siempre elásticas, es decir, que en ningun momento han superado el límite elástico del material. I

I

-

.c e

I I

T \1

I I

I

I

I

I

I

I

I

I

I I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

(a)

(b)

(e)

(d)

I I

I

(8)

Figura 4.10

Si por el contrario cuando, en el curso del enfriamiento, la superficie de la pieza se encuentra a una temperatura TI y el centro está todavía a la temperatura T h, se supone que las tensiones internas generadas son suficientes para inducir una cierta deformación plástica (puede ocurrir tanto en la superficie como en el centro), la región central se contraerá y la superficial se expandirá (Figura 4.11, paso de cad), produciéndose de este modo una relajación de las tensiones internas. En el enfriamiento posterior de la región central y dado que la deformación plástica es irreversible, aparecerán tensiones de tracción en el centro y de compresión en periferia (Figura 4.11, d). Por otro lado, cuando se procede a templar un acero desde su estado austenítico existe siempre además una importante contribución a la generación de tensiones residuales motivada por el aumento de volumen asociado a la transformación martensítica. En esta situación, en el curso del enfriamiento, la superficie de la pieza se transformará en

39


martensita cuando su región central todavía es austenítica, generándose de este modo tensiones de compresión en superficie y de tracción en el núcleo (Figura 4.12, a).

I

T

I I

. .. E

I

I

11

1

I I

I

I

I

I

I

I

1

'1

\

I

I

I

1

I

I

I

I

I

'hD (b)

(8)

(e)

I

tI

tI

ti

t,

I

I

(d)

(e)

Figura 4.11 Posterionnente, cuando el centro de la pieza se transfonna en martensita, se expande y la situación tensional se revierte (tracción en superficie y compresión en el centro, Figura 4.12, c).

1 I

+

o "C

o ..1

·

I I

I

Figura 4.12 Estas últimas tensiones residuales son las más importantes desde un punto de vista cuantitativo y pueden incluso llegar a generar grietas en la pieza templada en virtud de la fragilidad de la martensita. Este problema es tanto más acusado cuanto mayor es el


contenido en carbono del acero, ya que por un lado la fragilidad de la martensita aumenta con su contenido de carbono y, por otro, como la transformación tiene lugar a una temperatura inferior (véase el efecto del carbono sobre Ms)' la variación dimensional asociada a la transformación aumenta. Además, cuando la formación de martensita ocurre a una temperatura relativamente alta, es posible una cierta relajación del estado de tensiones residuales y el riesgo de agrietamiento disminuye. Un último factor que aumenta el riesgo de agrietamiento en el temple de los aceros es el empleo de medios de enfriamiento de mayor severidad, y no solo porque las diferencias de temperatura entre las zonas periféricas y centrales aumentan sino también porque las transformaciones (variaciones dimensionales) ocurren con una mayor rapidez y la posiblidad de relajación se reduce.

40

Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad.

5. DETERMINACION PRACTICA DE LA TEMPLABILIDAD

5.1. Templabilidad

La templabilidad es una propiedad del acero que define la aptitud del material para poder ser templado con facilidad, es decir, la templabilidad se define como la susceptibilidad de un acero para ser endurecido al aplicarle un enfriamiento rápido. Una última definición más precisa si cabe de la templabilidad sería la capacidad de un acero para ser transformado en martensita partiendo de una estructura austenítica, bajo unas condiciones determinadas de enfriamiento. De este modo, un acero con una

templabilidad alta es aquél que permite el temple de piezas de gran tamaño, incluso utilizando medios refrigerantes poco severos (aceite, aire). Los aceros más fácilmente templables son los aceros más aleados ya que, como se había explicado en el apartado 3.4, los elementos de aleación retrasan la cinética de las transformaciones perlíticas (desplazan las curvas TTT hacia tiempos más largos).

5.2. Penetración de temple

Una forma sencilla de evaluar la templabilidad de un acero consiste en el temple, con un determinado medio refrigerante, de redondos del acero de diferente diámetro y la posterior medida de la dureza diametral de los redondos templados. La representación gráfica de la distribución de la dureza a lo largo de los respectivos diámetros permite visualizar la templabilidad del acero. Las Figuras 5.1 y 5.2 muestran respecti vamente este tipo de representación en el caso del temple en agua de un acero de baja templabilidad (acero al carbono 1045, con O.4%C) y otro con una templabilidad mayor (acero 6140, con el mismo contenido en carbono que el anterior pero con adiciones de cromo y vanadio). Nótese que en el primer caso solo se ha conseguido una dureza alta en la superficie de los dos redondos de menor tamaño, mientras que en el caso del acero aleado se han obtenido durezas apreciablemente mayores en los redondos de mayor tamaño. En la Figura 4.4 veíamos que la dureza de una martensita de 0.4% de carbono se sitúa en tomo a 60 HRC. La penetración del temple depende no solo de la templabilidad del acero sino también de la severidad del medio utilizado en el enfriamiento. Así, por ejemplo, las Figuras 5.3 y 5.4 muestran respectivamente la distribución de dureza en los mismos redondos de los citados aceros al ser templados ahora en aceite. Como el aceite es un medio menos severo que el agua (véase Tabla 4.1), las velocidades de enfriamiento de los respectivos

41

42

Capítulo 5. Determinación práctica de la templabilidad.

redondos son inferiores, de tal modo que ahora no se ha conseguido endurecer ni tan siquiera la superficie de los redondos de menor tamaño del acero al carbono y en el caso del acero aleado solo el redondo de menor diámetro alcanza una dureza próxima a la de la estructura 100% martensítica. Este ejemplo muestra con claridad que los aceros de baja templabilidad solo admiten el temple de piezas pequeñas y aún así cuando se emplean medios refrigerantes muy severos y que al aumentar la templabilidad del acero es posible realizar el temple de piezas mayores y/o emplear medios de enfriamiento menos severos. 60

60

50

50

40

o

40

e

o

30

\

o

I V

\

f

\

\

I

\

U

1\ \ \

1

0\

o

o

\

{

30

)11I /

2" 3" 4" 5"

o

20

20

2"-

3" 4" 5"

SAE 6140

SAE 1045 10

1

Diameter

Figura 5.1

V

I

Diameter

Figura 5.2

5.3. Diámetros críticos reales y diámetro crítico ideal Se define el diámetro crítico real (DCR) de un acero como el correspondiente al mayor redondo que templado en un medio de severidad H presenta en su punto central una microestructura con un 50% de martensita. Evidentemente el diámetro crítico real depende de la severidad H del medio refrigerante utilizado. La Figura 5.5 muestra la determinación experimental del DCR de un acero templado

respectivamente en aceite yagua. Para su determinación se templarían sucesivamente

Capítulo 5, Detenninaci6n práctica de la templabilidad.

43

redondos de diferentes tamaños, D, y se mediría posteriormente en cada caso el diámetro de la zona no endurecida, Du (región con un porcentaje de martensita inferior al 50%, zona rayada en la Figura 5.5). I SAE 1045

50

- 50

40

40

.

I(

e

\

30

30

I

o

a:

3" 4" 5"

.. 20

SAE 6140 10

I

Diameter

Diameter

Figura 5.4

Figura 5.3

Nótese como al aumentar el diámetro del redondo también aumenta el diámetro de la zona no endurecida. En la misma figura se ha representado el cociente

frente al

diámetro del redondo, D, para las series templadas en agua y aceite respectivamente. El punto de corte con el eje de abcisas de la curva obtenida con los datos experimentales es el diámetro crítico real en el medio correspondiente, ya que corresponde al diámetro para el que D u es cero y por lo tanto en su centro hay una microestructura con un 50% de martensi tao El diámetro critico ideal de un acero (DCI) se define como aquel diámetro que enfriado en un medio ideal da lugar en su punto central a una microestructura con un 50% de martensita. Este medio ideal o de severidad

00

es aquél en el que al sumergir el redondo,

la superficie del mismo alcanza instantáneamente la temperatura del medio. El DCI al estar asociado a un medio refrigerante definido es una medida directa de la

templabilidad del acero. Los gráficos de la Figura 5.6 dan cuenta de la relación que

44


existe entre la velocidad de enfriamiento del centro de redondos de diferente diámetro, O, enfriados en medios de distinta severidad, H, con la del redondo templado en el medio de severidad infinita, DI' De este modo, una vez calculado el DCR de un acero en un determinado medio de severidad H, es posible definir inmediatamente el DCI del acero haciendo uso de estos dos últimos gráficos.

OH Quench

1.00 0.90 0.80

¡

0.70 0.60 Du

o

r

0.50

Water

0.40 B

0.30 0.20 0.10

o

A

0.8

2

3 O

4567

Log scale

Figura 5.5 Por otro lado, al ser el DCI una medida directa de la templabilidad de un acero, se trata de un índice que refleja cuantitativamente la situación de las curvas TTT del acero y por lo tanto será función de la composición química del acero (contenido de carbono y

45


elementos de aleación) y del tamaño del grano austenítico. La templabilidad de un acero aumenta al hacerlo el tamaño del grano de la austenita debido a que con él disminuye el área de las juntas de grano, habrá entonces menos lugares de nucleación para las transformaciones ferrito-perlíticas (véase Figura 2.2) y entonces su cinética será más lenta. 10

I

V

Q)

>

V

-

8

v V

v

6

Q)

v

4

v

> V

v

2

o o

1

2

8

6

4

10

DI values

2.0

12

14

V

/

1/

1.6

/

V

/

1.2

1/

Q)

1/ 1/1/

>

0.8

v 0.4 l/V

o o

0.4

0.8

1.2

1.6

DI values

2.0

2.4

2.8

Figura 5.6 La Figura 5.7 muestra la relación existente entre el diámetro crítico ideal, el contenido

en carbono del acero y su tamaño de grano austenítico y permite determinar un valor base del DCI, que debe multiplicarse por los factores asociados a los respectivos elementos de aleación del acero (Figura 5.8) para obtener el DCI del mismo. El boro es un elemento que en cantidades muy pequeñas (0.001-0.002%) tiene un efecto retardador

de las transformaciones ferrito-perlíticas muy potente, pero sin embargo su efecto sobre las transformaciones bainíticas es muy inferior, siendo su influencia especialmente

46


notable en el caso de los aceros de bajo carbono. La Figura 5.9 da cuenta del factor multiplicador asociado a este elemento. 0.38 0.36

/

0.34 /

0.32 0.30 0.28 0.26

/

0.24

1//

/

0.22

/

V V

V 1/

V 1/

1// 1/ 1

0.20 0.18

V 0.16

o

0.2

0.4 Carbono %

0.8 .

0.6

Figura 5.7 9.00

I

I

I

,

I

I

I

1-

8.00

V

1-

7.00 1-

6.00 5.00

-

1-

4.00

-

3.00 1-

1

.

2.00 1.00

Nickel

O

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

%otelemenl

1.4

1.6

-

1.8

I

2.0 3.0

2.5

3.5

Abscissa tor higher nickel

Figura 5.8 La Figura 5.10 muestra la dureza de las microestucturas correspondientes a un 50% de

martensita y su dependencia con el contenido en carbono del acero.

47


o

« o o

1.0

o

o

0.002

0.010 BORON,

Figura 5.9 70

SO

50

JO

20

10 0.1

0.3

0.4

0.5

0.6

Figura 5.10 5.4. Ensayo Jominy

Hoy día, es el método de medida de la templabilidad del acero más preciso y útil y tiene la gran ventaja en relación con el Del que se trata de un ensayo que se realiza sobre una única probeta, que después de ser austenizada durante 30 minutos, se enfría inmediatamente bajo unas condiciones normalizadas. La Figura 5.11 muestra la forma y dimensiones de la probeta Jominy y el sistema de temple utilizado. La probeta se enfría haciendo incidir un chorro de agua de caudal fijo y constante en uno de los extremos de la probeta de ensayo, de tal manera que la extracción de calor es longitudinal (apenas hay un flujo apreciable de calor en la dirección radial) y la velocidad de enfriamiento


48

varía continuamente desde un extremo hasta el otro. El tiempo empleado en la transferencia de la probeta desde el horno de calentamiento hasta el equipo de enfriamiento debe ser menor de 5 segundos. Por otro lado, este útil se construye de manera que el extremo inferior de la probeta se sitúa a una distancia de 1/2 pulgada del tubo de salida del chorro de agua, que a su vez tiene una abertura de 1/2 pulgada de diámetro. La presión del agua será tal que antes de colocar la probeta encima del chorro, la altura de éste será de 2.5 pulgadas y la temperatura del agua debe ser de 24±2°C.

Figura 5.11

La Figura 5.12 expresa la relación existente entre la distancia Jominy (distancia

al

extremo templado) y la velocidad de enfriamiento a la temperatura de 704°C (región en la que tienen lugar las transformaciones ferrito-perlíticas), que varía entre 350°C/s y 2°C/s. Posteriormente se mecanizan dos generatrices paralelas en regiones opuestas de la probeta y se determina la dureza en función de la distancia al extremo templado (estas distancias suelen expresarse tomando como unidad 1/16 de pulgada). La representación gráfica de la dureza (HCR) frente a la distancia al extremos templado (dJ) constituye la curva Jominy. La Figura 5.13 presenta el modo de construcción de una curva Jominy. Una vez determinada la curva Jominy de un acero es posible comparar su templabilidad con mucha facilidad. Así, por ejemplo, la Figura 5.14 muestra la curva Jominy de 4 aceros distintos de igual contenido en carbono (igual dureza de la martensita, punto inicial de las curvas), siendo el más templable aquél que presenta una menor caída de dureza en función de la distancia. De este modo, los aceros de baja templabilidad muestran curvas Jominy en las que se produce una brusca caída de dureza al empezar a alejarnos del extremo templado, mientras que, por el contrario, los aceros que presentan

49


una templabilidad alta tienen curvas Jominy casi horizontales. De cualquier modo, la templabilidad de cada tipo de acero se expresa normalmente por una banda de templabilidad (Figura 5.15) ya que las diferentes normas permiten siempre una ligera variación en el contenido de los elementos que constituyen su composición química básica.

0350' C/sec t 1/16 in.

70

60

50 /Jl

o 40

o

30

20

10

o O

1/2

1 1/2

2

21/2

3

Dislance Irom quenched end 01 Jomlny bar (Inches)

Figura 5.12

El punto más importante que se debe destacar en relación con la curva Jominy es que dado que cada posición de la probeta se corresponde con una velocidad de enfriamiento conocida, la curva Jominy de un acero nos permitirá conocer directamente la dureza de cualquier punto de cualquier pieza enfriada en medios determinados, si se conoce la velocidad de enfriamiento de los mismos. A este respecto existen disponibles gráficos sencillos que nos muestran la equivalencia que existe entre la velocidad de enfriamiento

50

Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad. 489°124°32.3°10°' Cooling rate,OFis 8/.8 18/18 '/'8 Dislance Irom quenched end in.

.. , '"

" .. ,

'"

'"

60

50

O

1.0

O

2.0

. Distance Irom quenched end.

3.0

in.

Figura 5.13 Distance Irom quenched end, in.

o

0.5

1.0

1.5

2.0

60 50

.c

40 30

o

20 10

5150H

20 24 Distance Irom quenched end. sixteenths 01 an inch

O

4

8

12

16

28

32

Figura 5.14 de puntos situados a diferentes distancias del extremo templado de la probeta Jominy

(dJ) y: a) el centro de redondos enfriados en un medio de temple ideal (Figura 5.16), b) centro de redondos de diferente diámetro enfriados en medios de severidad variada (Figura 5.17). En el Anexo 1 se completan estos gráficos (gráficos de Lamont) con la identificación de puntos interiores definidos por el cociente rlR,

51


c) Centro de barras cuadradas, barras planas y chapas (Figura 5.18). 70 60 50 Q)

40 30

Chemieallimits

o

C

20

Mn

Si

0.46

Ni

Cr

Mo

0.35

0.54

1.05

0.35

0.75

0.35 0.65

0.3

4

8

12

16

20

24

O

28

32

Distanee Irom quenehed end, sixteenths 01 an ¡neh

Figura 5.15 Dlstance from quenehed end 01 01 an Ineh

In

2468101214161820222426283032

175

150

6

125

5

4

.

E

a

H

a

H

75

3

50

2

5 10 15 20 25 30 35 40 45 50

Figura 5.16 Dado que, como acabamos de ver, se dispone de gráficos sencillos que nos permiten conocer la velocidad de enfriamiento de puntos de redondos enfriados en diferentes medios nos resultará útil introducir el concepto de redondo equivalente en el supuesto de que debamos templar piezas de formas variadas. El redondo equivalente de una pieza de forma cualquiera enfriada en un medio de severidad H es el diámetro de un redondo cuyo centro se enfría en el citado medio a una velocidad idéntica a la del pun to de más lento enfriamiento de la pieza en cuestión.

Capítulo 5. Detetminación práctica de la templabilidad.

52

6D

2.0

lO

0.0

0.70

z

: I I

I I I

,

I

4.0

0.20 Q

2.0 ROUND

BARS

1.0

1/2

1/4

3/4

11/2

1!¡4

I

DISTANCE FROM WATER-COOLED END-INCHES

Figura 5.17

LO

ST1LL I

STILL

OIL

.

1.0

2

"t

6.0

Z

4.0

lO

,

oz _

z

STILL

WATER

> o

z 2.0

OIL

1:2

\.0

FLAT BARS 2

DISTANCE

WATER-COOLED END-INCHES

Figura 5.18


53

60

1.0

I

oz

STILL

al

I(

WATER

2.0

STII.L OIL

LO

PLATES I

2

DISTANtE

-COOLED

Figura 5.18 Por otro lado, se puede estimar la velocidad de enfriamiento aproximada del centro de una barra de sección axb como la suma de las velocidades de enfriamiento del centro de sendas chapas de espesores a y b: V =

Va

+ v b· Del mismo modo, la velocidad de

enfriamiento del centro de un bloque de dimensiones axbxc se estimaría sumando las velocidades de enfriamiento del centro de chapas de espesor a, b y c: V

=

Va

+ v b + ve'

Capítulo 5.

práctica de la templabilidad.

54

55

Capítulo 6. Revenido de los aceros

6. REVENIDO DE LOS ACEROS

6.1. Introducción

El temple del acero no constituye nunca un tratamiento final ya que la microestructura martensítica que origina, si bien es muy dura y resistente, es al mismo tiempo excesivamente frágil, por lo que resulta necesario realizar un tratamiento posterior en el rango de los 150 a

Este tratamiento se denomina revenido.

En el curso del tratamiento de revenido, la martensita, que es una solución sólida sobresaturada de carbono en una red de hierro, pierde carbono que precipita en forma de carburos. El resultado final del tratamiento de temple y revenido (denominado conjuntamente bonificado) es la obtención de una matriz de ferrita con una fina y bien distribuida dispersión de carburos diversos. Al mismo tiempo, este cambio microestructural, asociado a una contracción dimensional, va unido a un fuerte aumento de la tenacidad del producto a costa de una pérdida de dureza y de resistencia mecánica.

6.2. Etapas en el revenido de los aceros

La martensita de temple habíamos visto que se trataba de una red distorsionada de hierro a sobresaturada en carbono (capítulo 4), que contiene una alta densidad de dislocaciones y macIas finas. Al calentar progresivamente esta microestructura desde la temperatura ambiente ocurren una serie de cambios microestructurales, que para su mejor comprensión se dividen en una serie de etapas que se solapan entre sí y que se detallan a continuación. 6.2.1. Etapa 1 000-250°C)

La martensita no es un constituyente estable de los aceros. Las razones de su inestabilidad son la sobresaturación de carbono en una estructura tetragonal centrada en el cuerpo, la energía de defonnación asociada a la presencia de dislocaciones y macIas y la energía interfacial debida al gran número de juntas entre placas de martensita. Por esta razón, al calentar moderadamente esta microestructura (por debajo de 250°C), para facilitar la movilidad del carbono, tiene lugar la precipitación coherente en las intercaras entre placas de martensita y en torno a las dislocaciones de un carburo de transición, denominado carburo

(Fe 2.4C)' Este carburo tiene una estructura hexagonal y adopta

fonnas aciculares muy finas. Aunque durante el transcurso de esta etapa la martensita ha


ido perdiendo carbono (reducción de la relación c/a de la estructura tetragonal, Figura 4.2), al final todavía posee una estructura tetragonal con un contenido de carbono aproximado en torno a 0.25%. Esta etapa no tiene lugar en el revenido de los aceros de menor contenido en carbon (C < 0.3%).

6.2.2. Etapa 2 (200-300°C) En el curso de esta segunda etapa tiene lugar la transformación de la austenita (austenita retenida) que pudiera haber quedado tras el tratamiento de temple (especialmente en los aceros de alto carbono y media y/o alta aleación). La austenita retenida se transforma en estos aceros en ferrita bainítica y cementita. Se trataría de una microestructura parecida a la bainita inferior. Etapa 3 (250-300°C) Durante la tercera etapa del revenido comienza a formarse cementita en las intercaras entre el carburo partícular de carburo

y la fase matriz, y a medida que las agujas de cementita crecen las desaparecen. Al mismo tiempo la martensita sigue perdiendo

progresi vamente su carbono y al final de esta etapa se ha convertido en ferrita, que todavía mantiene la alta densidad de dislocaciones de la martensita. La cementita puede adoptar inicialmente la forma de agujas y de películas intergranulares muy finas, que pueden afectar adversamente a la tenacidad del acero y, posteriormente, estas formas se esferoidizan dando lugar a partículas de cementita ya bien definidas. Etapa 4 (300-700°C) A partir de los 300°C el proceso de globulización de las partículas de cementita continúa, asociado a un proceso de crecimiento del tamaño de estas partículas tanto mayor cuanto más alta es la temperatura del tratamiento. Al mismo tiempo, tiene lugar una notable reducción de la densidad de dislocaciones (restauración). En los tratamientos de revenido realizados a las temperaturas más altas (600-700°C), los granos alargados de ferrita procedentes de la martensita primi ti va, se convierten en granos equiáxicos, en un proceso similar al de recristalización. La microestructura totalmente revenida consiste en granos de ferrita equiáxicos con partículas gruesas de cementita uniformemente repartidas

56

Capítulo 6.

de los aceros

6.3. Efecto de los elementos de aleación La presencia de deteminados elementos de aleación en la composición química del acero influye notablemente en la estabilidad de los diferentes tipos de carburos presentes y también en la cinética de las diversas etapas del revenido. Así en el revenido de los aceros con elementos carburfgenos del tipo del Cr, Mo, W, Ti, Nb, V, la tetragonalidad de la martensita no desaparece hasta alcanzar temperaturas en torno a los 450°C (en los aceros al carbono desaparecía ya a partir de los 300°C) y también se retrasa la cinética del crecimiento del tamaño de las partículas de cementita y del engrosamiento del grano de ferrita, típicos de la etapa 4 del revenido. La consecuencia de todos estos efectos es el retraso significativo del ablandamiento típico, que tiene lugar en el curso del tratamiento de revenido. Por otro lado, los elementos citados con anterioridad son capaces de formar carburos termodinámicamente más estables que la cementita (apartado 3.2), pero estos carburos no aparecen en el revenido hasta que se alcanzan temperaturas en torno a 500-600°C, ya que a temperaturas inferiores la difusividad (substitucional) de los citados elementos no es suficiente y solo se puede formar cementita, en virtud de la rápida difusión intersticial del carbono. La precipitación fina de carburos complejos de cromo (Cr 7C3, Cr 13Có)' vanadio (VC), wolframio (WzC, WóC) y molibdeno (MozC, MoóC) en la gama de los 500-600°C aparece acompañada de un aumento de la resistencia del acero conocido como endurecimiento secundario. 6.4. Propiedades mecánicas de los aceros templados y revenidos La Figura 6.1 muestra el típico descenso de dureza que se observa en el revenido de las

estructuras templadas de aceros con distintos contenidos en carbono (0.1-1.1 %C). La Figura 6.2 presenta la evolución de la tenacidad al impacto en función de la temperatura de revenido en aceros con 0.4 y 0.5% de carbono. Se destaca que existen dos zonas en las que tiene lugar un incremento de la tenaciad. En la gama de los 150200°C tiene lugar un incremento modesto, que resulta útil emplear en aquellas aplicaciones en las que se busca un producto con una gran resistencia mecánica y a la fatiga. Sin embargo, es preciso revenir por encima de los 425°C para conseguuir un aumento significativo de esta importante propiedad, que sabemos coincide con una fuerte disminución de la resistencia: los revenidos en esta gama de temperaturas se utilizan cuando es preciso lograr un compromiso efectivo entre resistencia y tenacidad.

57

58


La misma figura revela que entre 260 y 370°C tiene lugar un pérdida de tenacidad, que

se conoce como fragilización a los 350°C.

I

70

Compiled Irom dala 01 Greene (108)

60

......:

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....:::':.:.: ....

".

50 ....:::::... .

'Flelcher and Cohen (100) Bain (113) lIndsey and RoH (114) Crafts and Lamonl (115)

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";.: ''': ...:.. .::.

.....

Wellauer (116)

20

.

.

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O A s quenched -

I

400

I

2 0 0 00

200

600 Tem'pering

800

1200 I 1400 I

1000

F

300 400 500 600 Tempering temperature. C

700

Figura 6.1

100

200

300

400

500 600

100

80 0.40%C -_ E

E 60

V-notch Charpy

I

11

.

,

-

/

40

Izod

I

--

1

1

o 20

o

o

200

400

600

800

1000

J

1200

Tempering temperature, F

Figura 6.2 La Figura 6.3 muestra la evolución de las propiedades mecánicas convencionales de un

acero de media aleación en función de la temperatura de revenido. El límite elástico del acero y su resistencia a tracción disminuyen continuamente al tiempo que aumentan, también de modo continuo, el alargamiento y la estricción. Además, la Figura 6.4 da cuenta del efecto del carbono en la resistencia mecánica de los aceros templados y revenidos y también de la superior tenacidad a igualdad de resistencia mecánica (mayor

59

Capítulo 6, Revenido de los aceros

temperatura de revenido, y carburos más finos) que se puede lograr con los aceros aleados (Cr-Ni, Cr-Ni-Mo) en comparación con los aceros al carbono, C Mn P S SI NI Cr Me Grain _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ Size

,67 .023018 .26 1.77 Ladle.41 .78 Critical Points, Ac,1350 AC31415

.26

6-8

AI 3 890

Ar,720

Treatment: Normalized al 1600 F; rehealed lo 1475 F; quenched in agitaled oil. ,530·in. Round Treated; .505-in. Round Tested. As-quenched HB 601 psi

250,000

\ 200,000

150,000

70% 60%

Reduc1ion

50% 100,000

40% 30%

-

Elongalion Temper, F 400

HB

555

500

514

600 477

700 461

800

415

900 1000 1100 1200 1300 388 363 321 293

20% 10%

Figura 6.3 Por último, las Figuras 6.5 y 6.6 muestran el endurecimiento secundario, que se había descrito en el apartado anterior, en aceros que poseen altos contenidos de cromo y molibdeno. Nótese que la importancia del pico de endurecimiento secundario aumenta al hacerlo el contenido del correspondiente aleante. Habría que añadir también que los efectos del tratamiento de revenido son similares, aunque lógicamente menos acusados, cuando la microestructura original de partida no

es martensita, sino bainita o perlita fina.


60

2400

·

Tempered 200·C

2200 I

zE 2000

1800 Cr steels

o Ni-Cr steels 1600

[J

Cr-Mo steels

· Ni-Cr-Mo sleels 1400

0'55

_ 7 0 ¡ - - - - - - - - - - - - -_ 60

CroMo and

50

30 20

10

Ni-Cr-Mo s'leels

Cr and Ni-Cr

sleels

0

0

o

oog

o..

·

oo

O

-

oo

o

·· .o

(b)

Figura 6.4 6.S. Estimación de la dureza de un acero templado y revenido La dureza de un acero al carbono templado y revenido puede estimarse a partir del

gráfico que se muestra en la Figura 6.7, que correponde a tratamientos de revenido realizados durante una hora. Una vez deducido este dato es posible valorar el incremento de dureza sobre la del acero al carbono a que da lugar la presencia de los diferentes elementos de aleación presentes en el acero. El incremento aditivo de dureza debido a cada uno de los elementos de aleación se estima a partir de las curvas que se presentan en la Figura 6.8. Nótese que el efecto de los elementos aleantes varea al hacerlo la temperatura del tratamiento de revenido. El método de estimación expuesto está limitado a tratamientos de revenido mantenidos durante una hora, pero puede extenderse su empleo a otros tiempos, ya que hasta ahora se ha destacado únicamente la temperatura como principal variable de control

e

61

Capítulo 6. Revenido de los aceros Hardness 697

60

513

50 I

392

40 u

z >

302

30

238

20

196

Figura 6.5

600

500

> 400

300

200

Figura 6.6

Capítulo 6. Revelido de los aceros

62

tratamiento de revenido, sin embargo, los cambios estructurales que ocurren durante el revenido de los aceros son fenómenos activados térmicamente en los que la difusión juega un papel prredominante y, consecuentemente, el tiempo es igualmente una variable fundamental, de modo que una temperatura alta mantenida durante un tiempo corto es equivalente a una temperatura más baja mantenida durante un tiempo mayor. Se suele utilizar normalmente el parámetro de Hollomon-Jaffe para valorar el efecto conjunto de la temperatura y el tiempo sobre el tratamiento de revenido: T (20 + log t) 10'3, (K, horas) Este parámetro debe ser empleado con precaución en aquellos aceros en los que existe endurecimiento secundario, ya que éste solo tiene lugar en una determinada gama de temperaturas.

500

__ o

0.2

__ 0.6

CA AGON.

Figura 6.7

0.8

\.0

63

Capítulo 6. ReveIÚdo de los aceros

v p.

e,

20

, ,

c,--

, 0.,

0.15 O.,

O.S

ECfect of on the hardness ol pered al 400'F (204'C) Cor 1 h.

,

tem-

-

,

-

0.02

01

2

s.

o

·Effect oC

o o o

.,-

/

..

v

.,

,OS

on the hardnes8 oí mnrtensite

tempered al 900'F (482'C) Cor 1 h.

-

o.,

"

v 1

2

1

,

Erreel oC elements on 500'F (260'C) Cor 1 h.

pered

hardneBs of marlenBlle lem-

1

",

,

o

·

- .os

"

2

,Elleel oC elementB on lhe hBrdneBs oC martenBite tempered al lOOO'F (538'C) 1

v

lO

I

30

o

. . -

I

I -\100°F

"

/

.0

·ECfect oC elements on al GOO'F (3IG'C) lor 1 h.

70

hnrdness o[

/ /

/

e,

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,

30

s,-

o 30

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o

o

,

0.1

,

.,

O.

0.2

1.'

0,5

Ef[ect of elements on the hardness o[ martensite tempered at llOO°F (592°C) for 1 h.

." "

'EHeel oC elemenls on the hardneBB oC marlenBile

lempered al 700'F (371'C) Cor 1 h.

o 11

o

V

100

o

o ea

o

o e, /

, ,

v

/

,

o

/

o y

o

1

V

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o

I

o

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o. }

-

/

I

0_ o

I

0.\

02

0.2

o,,

ELEMENT,

·Effect of elements on the hardness o[ martensite tempered at 1200'F (649'C) for 1

Elleet oC on lhe hBrdness oC marlenslle lempered al 800'F (427'C) Cor 1 h.

Figura 6.8

64


lOO

'0

o I

o o I

o

/p

o o o o o 0.02

-

V

0.05

V /

0.15 0.2

0.1

e, S,-

o.S

ELEMENT,

·Effecl of elemenls on the hardness of martensite tempered al 1300'F (704'C) for 1 h.

Figura 6.8

6.6. Fragilización durante el tratamiento de revenido Siendo el tratamiento de revenido un tratamiento térmico cuya finalidad principal es aumentar la tenacidad del acero templado, resulta imprescindible conocer los diferentes fenómenos de fragilización que el tratamiento puede acarrear. La fragilización que puede tener lugar durante el tratamiento de revenido se concreta en un aumento significativo de la temperatura de transición del acero medida en ensayos de impacto. La Figura 6.9 muestra el citado efecto en dos aceros distintos (A y B). El acero A es más tenaz ya que su temperatura de transición en su estado normal (sin fragilizar) es inferior a la del acero B. Si suponemos que un fenómeno fragilizador cualquiera modifica la temperatura de transición de estos aceros una cantidad idéntica (se mueven hacia temperaturas superiores), el efecto que se observaría en la tenacidad al impacto medida a temperatura ambiente del acero B sería muy importante y, por el contrario, este efecto sería apenas apreciable en el caso del acero A. Sin embargo a -SO°C el efecto fragilizador se manifestaría en toda su intensidad en el acero A. Es decir que, a veces, los resultados de la tenacidad al impacto obtenidos solo a temperatura ambiente no nos permitirán observar estos fenómenos de fragilización en toda su nitidez. 6.6.1. Fragilidad a los revenidos bajos (3S0°C) Esta fragilización tiene lugar entre 260 y 370°C Yes máxima en torno a 3S0°C (véase la Figura 6.2). Esta fragilización se justifica en virtud de la formación de morfologías inapropiadas de cementita, que proceden de la transformación de finas láminas de austenita retenida que existen entre las placas de martensita (etapa 2 del revenido). De

65


este modo, la aparición de placas finas de cementita procedente de la descomposición de pequeñas fracciones de austenita no transformada en el temple previo se considera actualmente la causa principal de la pérdida de tenacidad que tiene lugar en el entorno de los 350°C, aunque también se ha demostrado la influencia adicional que tiene la segregación en las juntas de grano de la austenita de elementos como el P, presentes en cantidades muy pequeñas (p.e., 0.01 %) en los aceros y que da lugar, en muchas ocasiones, a fracturas de tipo intergranular. 160 140

120

I

Steel B

Steel A I

100

80 60 W

40 20

O -200

-100

O

100

200 -200

-100

O

Testing temperature. F

Figura 6.9

La única fonna de eliminar esta fragilización una vez que ha aparecido es reaustenizar,

templar de nuevo y realizar el revenido en una gama de temperaturas en las que estos efectos no tengan lugar.

6.6.2. Fragilidad a los revenidos altos La fragilización que tiene lugar a los revenidos altos está motivada por la segregación

de impurezas del tipo del Sn, Sb y P en las juntas de grano de la austenita (presentes en cantidades tan pequeñas como 0.01 %) Ycomo éste es un fenómeno que tiene lugar por difusión y que precisa de un cierto tiempo, esta fragilización se irá produciendo progresivamente con el tiempo de mantenimiento en la región de temperaturas críticas. La Figura 6.10 muestra la variación en la temperatura de transición de un acero de

media aleación (AISI 3140) en función del tiempo de mantenimiento a las diferentes temperaturas de revenido y muestra la existencia de un tiempo mínimo para que tenga lugar la fragilización en torno a los 550°C. La fragilización también puede ocurrir una vez realizado el tratamiento de revenido a la temperatura apropiada si se utiliza una velocidad de enfriamiento demasiado lenta. Estas fragilizaciones se caracterizan siempre por la aparición de fracturas de tipo intergranular.

66


600 o

550

E

500

c::

Tronsi líon Temperoture

oc

·

.\

·

60

450

o 30 20

E 400

+

10

O

+ 10 +20

350

10 Embrittling Time '(Hours)

Figura 6.10 Una característica importante de la fragilización a los revenidos altos es que son fenómenos reversibles, en el sentido de que una vez fragilizado un acero, es p osible regenerarlo, calentándolo hasta unos 600°C (sin falta de austenizarlo de nuevo) y enfriándolo a continuación con rapidez. En este calentamiento tiene lugar la dispersión de los elementos segregados en juntas de grano.

Capítulo 7. Tratamientos térmicos

7. TRATAMIENTOS TERMICOS 7.1. Introducción Se denomina tratamiento térmico a la modificación de la microestructura de una aleación metálica (y a través de ella de sus propiedades) como consecuencia de la realización de calentamientos y enfrimientos controlados. En el caso de los aceros, se diferencian los tratamientos térmicos que no modifican la composición química del producto, que serán tratados en este capítulo, de aquellos otros que incorporan nuevos elementos químicos en el interior de las piezas tratadas y que se desarrollarán en el capítulo siguiente.

7.2. Etapas en los tratamientos térmicos Cualquier tratamiento térmico consta al menos de tres etapas: calentamiento, mantenimiento a temperatura constante y enfriamiento. 7.2.1. Calentamiento

Al calentar una pieza (redondo) de acero en el interior de un horno apropiado, el calor se transmite desde la atmósfera del horno hacia el interior de la pieza a través de la superficie de la misma, de manera que en un instante cualquiera detectaríamos la existencia de un gradiente térmico a lo largo de su diámetro: las regiones superficiales estarán más calientes y las interiores más frías. Estos gradientes se pueden mitigar si se utilizan velocidades de calentamiento muy lentas o bien cuando se tratan piezas muy pequeñas. Por otro lado, a consecuencia de la dilatación térmica diferencial introducida, aparecerán unas tensiones internas. La magnitud de las dilataciones diferenciales (yen consecuencia de las tensiones

internas) se incrementará si el acero en el curso de su calentamiento sufre cambios estructurales. En el supuesto de una austenización, la transformación de las estructuras ferrito-perlfticas en austenita tiene lugar con una disminución de volumen, dando lugar a una contracción de la región periférica cuando el núcleo de la pieza, más frío, se está expandiendo en virtud del calentamiento, y más adelante, cuando se alcanza una temperatura para la que tiene lugar la transformación austenítica del núcleo, éste se contrae cuando la periferia de la pieza se sigue calentando y, en consecuncia, se está expandiendo.

67

68


En el caso de los aceros de uso más general, con el fín de reducir las tensiones internas durante la fase de calentamiento, se recomienda que la duración del calentamiento de un redondo desde temperatura ambiente hasta la temperatura de austenización (expresada en horas) sea igual al diámetro del redondo en pulgadas dividido por dos. Si expresamos

el diámetro en mm., las horas de duración del calentamiento saldrían de dividir el diámetro del redondo por 50.

Si además la pieza a tratar tiene una superficie brillante en vez de r ugosa, la transmisión de calor hacia el interior de la misma se ralentiza y en este caso habría que duplicar o triplicar la duración del calentamiento. Habría que aumentar también la duración del calentamiento cuando se quisiera tratar un acero muy aleado cuya conductividad térmica puede ser mucho menor que la de un acero al carbono.

7.2.2. Mantenimiento a temperatura constante El tiempo de permanencia a alta temperatura debe ser el suficiente no solo para conseguir igualar la temperatura en toda la pieza sino también para lograr la máxima uniformidad estructural posible (véase apartado 2.5). En el caso de los aceros de uso más general se recomienda mantener la temperatura (en el caso de la austenización) una hora por cada pulgada de diámetro de la pieza a tratar (aproximadamente una hora por cada 25 mm), siempre que ésta se haya calentado al ritmo indicado en el subapartado anterior. También es importante destacar que la temperatura de permanencia durante la austenización de los aceros será función del tipo de acero a tratar. Los aceros hipoeutectoides se llevan hasta una temperatura superior a A 3 (A 3+40°C por ejemplo) para lograr una austenización completa, mientras que, por el contrario, los' aceros hipereutectoides, con el fín de evitar los riesgos de quemado (inicio de fusión, véase el diagrama hierro-carbono), se austenizan de manera incompleta, calentándolos hasta una temperatura inferior a

(A¡+40°C, por ejemplo).

7.2.3. Enfriamiento La etapa de enfriamiento es crucial siendo la que diferencia los tratamientos térmicos más habituales y debe ser la estrictamente necesaria para conseguir las microestructuras finales objetivo de cada tratamiento. También suele ser en esta etapa cuando se generan las tensiones residuales más importantes, especialmente en el caso del tratamiento de


temple, que ya se ha descrito en el capítulo 4. También en esta etapa el riesgo de generar altas tensiones residuales disminuye cuanto más pequeña es la pieza a tratar, ya que el gradiente térmico que existirá a lo largo de su diámetro es menor.

7.3. Tratamientos térmicos fundamentales

Además de los tratamientos de temple y revenido, que ya se han descrito en los capítulos 4 y 6, se presentan a continuación los tratamientos de normalizado, recocido y, más adelante, los distintos tratamientos isotérmicos y termomecánicos.

7.3.1. Recocido El término recocido se aplica a diferentes tratamientos térmicos cuyo objetivo principal es la obtención de microstructuras de baja dureza y alta ductilidad. El recocido más habitual o recocido de regeneración o de austenización completa consiste en calentar el acero hasta el dominio austenftico y enfriarlo luego lentamente (normalmente en el interior del propio horno de tratamiento). Dado que la velocidad de enfriamiento es muy pequeña se obtienen estructuras ferrito-perlíticas groseras y, por ello, blandas y dúctiles. La Figura 7.1 muestra sobre el diagrama hierro-carbono el rango de temperaturas que es necesario alcanzar para la realización de diferentes tratamientos térmicos. En el caso del tratamiento de recocido ("annealing"), se utilizan temperaturas ligeramente superiores a A 3 con los aceros hipoeutectoides, mientras que en el caso de los aceros hipereutectoides se emplean temperaturas justo superiores a Al' El efecto que se busca al calentar los aceros hipereutectoides hasta la región bifásica (austenita+cementita) es el de tratar de globulizar la cementita proeutectoide, ya que si estos aceros se calientan por encima de la temperatura Acm, la cementita se formaría en el enfriamiento a lo largo de las juntas de grano austeníticas (véase la Figura 2.3) y el producto resultante sería excesivamente frágil. Por el contrario, cuando los aceros de alto carbono se mantienen justo por encima de la temperatura Al' se rompe progresivamente el entramado continuo de cementita, se forman así partículas de cementita separadas y luego éstas globulizan, disminuyendo así el área de las intercaras cementita/austenita (fuerza impulsora del proceso). El uso de una velocidad de enfriamiento suficientemente lenta es la otra característica diferenciadora del tratamiento de recocido. En la Figura 7.2 se han representado los tratamientos de recocido y normalizado sobre las curvas TTT de un acero hipoeutectoide. Una vez que toda la austenita se ha transformado en el

69

Capítulo 7. Tratamientos ténnicos

70

enfriamiento en ferrita y perlita ya se puede incrementar la velocidad del enfriamiento para disminuir el tiempo total del tratamiento. oc

°F

2912 2732 1400

2552

1300

2372

1200

2192

1100

2012

1000

1832

900

1652

800

1472

700

1292

600

o

0.5

1.0

1.5

1112 2.0

Carbon content in weight percent

Figura 7.1

I I

Heating

cycle

I

Coollng cycle

I

Nonnallze

Time

Time

Figura 7.2

En la misma Figura 7.1 se ha representado también el rango de temperaturas habitualmente utilizadas en los tratamientos de homogeneización (coincide con las del

71


conformado en caliente), que son un tipo de tratamientos de recocido que suelen ejecutarse antes de la laminación en caliente o la forja de piezas moldeadas. Su propósito es uniformizar la composición química del producto moldeado para lo que deben activarse los fenómenos de difusión, manteniendo el acero durante largos periodos de tiempo a temperatura muy elevada. En el curso de este tratamiento a alta temperatura, si existieran segundas fases (carburos p.e), se redisolverían en la austenita.

El máximo grado de ablandamiento y ductilidad de un acero se logra a partir de microestructuras ferríticas con pequeñas partículas esféricas de carburos (cementita) uniformemente distribuídas. Esta es la microestructura más estable de los aceros y se puede obtener por distintas vías. La esferoidización o globulización de la cementita se logra tras una austenización total o parcial, enfriando muy lentamente hasta una temperatura ligeramente inferior a Al' que debe mantenerse luego durante largos periodos de tiempo. Otra posibilidad de globulizar la cementita es realizar ciclos térmicos por encima y por debajo de Al (Figura 7.3). Los procesos de globulización son tanto más rápidos cuanto más fina es la microestructura de partida. La Figura 7.4 muestra el ritmo de esferoidización de un acero perlítico para diferentes tamaños de la perlita de partida. La globulización sería aún más rápida en microestructuras bainíticas y más aún en el caso de las estructuras martensíticas.

1100

oc

°F 2012

1000

1832

900

1652

800

1472

700

1292

600

1112

500

932

400

o

0.5

1.0

Carbon content In weight pereent

Figura 7.3

1.5

2.0

752


72

100 Fine

80

/

Medium

Coerse

60 40

- o Oplical microscopy · D 5canning eleclron microscopy

200

400

600

800

Time, hours

Figura 7.4

La alta ductilidad de las microestructuras globulizadas es importante en el conformado en frío de los aceros hipoeutectoides, mientras que la baja dureza de los aceros hipereutectoides globulizados favorece su mecanizado.

El recocido de recristalización es un tratamiento subcrítico (se realiza a una temperatura inferior a Al) que se ejecuta con objeto de devolverle al acero las propiedades que tenía antes de haber sido deformado en frío. Como consecuencia de la deformación plástica en frío, el acero se ha endurecido, se han multiplicado sus dislocaciones y otros defectos, aparecen bandas de deformación y sus granos han sido estirados en la dirección de aquella. En el calentamiento del recocido, la alta energía interna de la microestuctura deformada promueve primero la restauración (reorganización y eliminación parcial de defectos cristalinos) y posteriormente la recristalización, en la que en virtud de procesos de difusión se nuclean y crecen nuevos granos de ferrita a expensas de los granos deformados. Los granos de ferrita recristalizados son finos y equiáxicos, pero prolongados mantenimientos por encima de la temperatura de recristalización del acero promoverían su crecimiento, impulsado por la reducción de la energía debida a la presencia de juntas de grano. La Figura 7.5 muestra la cinética de los fenómenos de recristalización y la influencia de la temperatura en el caso de un acero de bajo contenido en carbono deformado en frío un 50%. Un último tratamiento de recocido, también subcrítico, se utiliza para reducir las tensiones residuales que pueden aparecer durante la fabricación de piezas o estructuras de acero en virtud de enfriamientos rápidos, soldaduras, deformación en frío, operaciones de mecanizado, etc. Estas tensiones residuales se eliminan progresivamente


73

durante mantenimientos prolongados a temperaturas un poco inferiores a las que se utilizan en los recocidos de recristalización.

a: 100 a: o N

eo

...J 1-

60

a: a: 1-

40

z

a:

o.oeC-1.45 Mn-0.21 Si 50 pe! Cold Rolled

20 I I

...J

o >

O

100 TOTAL

IMMERSION

TIME (see)

Figura 7.5 La Figura 7.6 muestra, a modo de ejemplo, la eliminación de las tensiones residuales de una detenninada pieza de acero y la influencia del tiempo y de la temperatura. La Figura 7.7 muestra el proceso de eliminación de tensiones residuales en función del parámetro de Hollomon-Jaffe (apartado 6.5). Las etapas tanto de calentamiento como, especialmente, de enfriamiento de estos tratamientos deben hacerse muy lentamente con objeto de evitar introducir nuevas tensiones internas de origen ténnico.

ao 70

MATERIAL: HY-100

0.252 ¡neh

RELAXATION 60

.¡¡; 5.0 40 UJ VI

30 20 10

o

2.5

Figura 7.6

8

12

16

20


74

o )(

50 Z

o

30 20

10 o

o

O

27

28

29

30

31

32

TC20 + 109 t)

Figura 7.7 7.3.2. Normalizado La finalidad del tratamiento de normalizado es también obtener una microestructura de ferrita (o cementita) y perlita. El normalizado de los aceros se realiza a una temperatura mayor que el recocido para lograr un austenita homogénea, aunque esta temperatura es menor que la que se utiliza en la homogeneización ya que se pretende obtener una austenita de grano fino. Tal y como se observa en la Figura 7.2, la velocidad de enfriamiento en el normalizado es más rápida que en el tratamiento de recocido (enfriamiento al aire, habitualmente), la transformación de la austenita tiene lugar a una temperatura inferior y en consecuencia tanto el grano de ferrita proeutectoide coino la separación interlaminar de la perlita se reducen, obteniéndose el afino de grano del acero, que puede ser bastante basto en el caso de una pieza moldeada o de haber realizado operaciones de deformación en caliente a alta temperatura. Este es el objetivo prinicipal del tratamiento. La fina microestructura típica del tratamiento de normalizado da lugar a unos productos de mayor resistencia y dureza pero de algo menor ductilidad que los mismos aceros recocidos. Los aceros hipereutectoides suelen calentarse en el normalizado por encima de la temperatura Acm no solo con objeto de afinar su grano sino también para redisolver los aglomerados de carburos que se pudieron haber formado en etapas de procesado anteriores. De este modo, estos aceros así tratados, responden mejor a los tratamientos posteriores de recocido o de temple.

75


El tratamiento de normalizado es el que confiere sus mejores propiedades a los aceros de bajo contenido en carbono ya que debido a su baja templabilidad no resulta práctico obtener con ellos microestructuras martensíticas. 7.4. Tratamientos isotérmicos

Como su propio nombre indica, la característica más significativa de los tratamientos isotérmicos es que en el curso del enfriamiento o durante la transformación de la austenita se mantiene la temperatura constante durante un cierto periodo de tiempo.

7.4.1. Martempering El tratamiento térmico de martempering, también llamado temple escalonado o temple interrumpido, es un tratamiento de endurecimiento (temple) que consiste en enfriar la pieza previamente austenizada hasta una temperatura ligeramente mayor que Ms (normalmente ISO-250°C) para lo que se introduce la pieza en cuestión en un baño de sales, que se mantiene a la temperatura citada. La pieza a tratar se mantiene en el interior del baño el tiempo suficiente para uniformizar su temperatura y posteriormente se enfría al aire para obtener martensita. Segidamente es necesario realizar el correspondiente tratamiento de revenido. De este modo se logran reducir al mínimo las tensiones residuales que aparecen en la transformación de la austenita en martensita y los riesgos de distorsiones y agrietamientos (véase apartado 4.4).

¡

Tempered martensile Time-

Figura 7.8

Capítulo 7. Tratamientos térmicos La Figura 7.8 muestra el tratamiento de martempering junto a las curvas TTT del acero.

El relati vamente lento enfriamiento final al aire también es importante para reducir las tensiones de temple. Es importante destacar que la microestructura final del tratamiento de martempering es 100% martensita, por lo que este tratamiento solo se puede realizar sobre piezas pequeñas y aceros de alta templabilidad, ya que de otro modo, en virtud de la baja severidad del medio de temple empleado y de la necesidad de mantener la temperatura isotérmicamente antes de que la transformación martensítica tenga lugar, se formarían microestructuras ferrito-perlíticas o bainíticas antes de iniciar al enfriamiento final al aire. Un efecto parecido, aunque menos eficaz, que el que se busca con el tratamiento de martempering se logra con el temple en dos baños. Este procedimiento consiste en enfriar enérgicamente la pieza austenizada sumergiéndola en un baño de agua o aceite con objeto de evitar las transformaciones perlíticas y seguidamente, cuando la pieza aún se encuentra a una temperatura superior a M., se transfiere a un medio de enfriamiento menos severo (aceite o aire) con el fín de que la transformación de la austenita en martensita tenga lugar de un modo más lento y reducir las tensiones residuales de temple.

7.4.2. Austemperizado o temple bainítico austemperizado es otro tratamiento de endurecimiento diseñado también para reducir las tensiones internas y los riesgos de agrietamiento en el temple de los aceros de alto carbono. En este caso el objeto del tratamiento es obtener una microestructura bainítica en lugar de martensita, para lo que la pieza a tratar se transfiere desde el horno de austenizado hasta un segundo horno donde se introduce la pieza en un baño de sales y se mantiene isotérmicamente a una temperatura superior a Ms (normalmente 240400°C) hasta que se completa la transformación de la austenita en bainita. Este tratamiento no precisa revenido posterior. Como se observa en la Figura 7.9, que refleja el ciclo térmico de austemperizado, se consigue la uniformización térmica de la pieza antes del inicio de la transformación, lo que minimiza la aparición de tensiones durante el tratamiento. El tratamiento de austemperizado tiene las mismas limitaciones ya apuntadas para el martempering, ya que solo se puede aplicar a aceros con una alta templabilidad, y además en estos casos la templabilidad bainítica también será alta, por lo que será

76

77


necesario un tiempo muy largo para lograr completar la transformación durante el mantenimiento isotérmico.

T

Figura 7.9

Una ventaja añadida de este tratamiento en comparación con el de temple y revenido es la posibilidad de obtener mayores valores de la tenacidad a igualdad de dureza. La Figura 7.10 muestra en la práctica esta afirmación al comparar la tenacidad al impacto de un mismo acero, templado y revenido por un lado y austemperizado por otro, hasta niveles semejantes de dureza. Roo diam, 0,1eO in

e

0.74% 0,37% 0.145% 0.039% 0.044% P Each plotted point represenls lhe average of several tests Mn Si S

40

30 el

Quenchandlemper melho

20

o

10

O

40

45

50

Rockwell

55 60 e hardness

Figura 7.10

65

78


7.4.3. Patenting O patentado Este último tratamiento isotérmico se realiza introduciendo la pieza, previamente austenizada, en un baño de sales que se mantiene isotérmicamente en la región de la nariz perlítica (normalmente 510-540°C), hasta que se completa la transformación de la austenita en perlita fina (Figura 7.11). Es un tratamiento típicamente utilizado en la fabricación de alambres de alto carbono de muy alta resistencia mecánica, ya que la microestructura de perlita fina es ideal, en virtud de su alta ductilidad, para el trefilado del alambre, para así lograr un fuerte endurecimiento por deformación plástica en frío.

Figura 7.11

7.S. Tratamiento intercrítico

Los tratamientos intercríticos que se utilizan con aceros de bajo contenido en carbono se basan en calentar el acero hasta alcanzar la región bifásica donde coexisten la ferrita y la austenita. De acuerdo con la Figura 7.12, a medida que se aumenta la temperatura del tratamiento se incrementa la proporción de austenita, que puede deducirse con exactitud utilizando la regla de la palanca. Cuando un acero de bajo contenido en carbono se calienta hasta la región intercrítica y luego se enfría rápidamente, la austenita se convierte en rnartensita y la rnicroestructura final resultante es una mezcla de ferrita, con una alta densidad de dislocaciones, y

79


martensita (en ocasiones también aparece una pequeña proporción de austenita retenida). Se necesita utilizar un medio de enfriamiento muy severo (agua) para formar martensita en los aceros menos templables pero, sin embargo, basta un enfriamiento al aire para lograr transfonnar la austenita en martensita en los aceros que presentan una cierta templabilidad, ya que aunque se utilicen aceros de bajo carbono, el tratamiento intercrítico genera una austenita con un contenido en carbono muy superior al medio del acero, tanto mayor cuanto menor es la temperatura del tratamiento (véase de nuevo la Figura 7.12), y en consecuencia su templabilidad también es mayor. Estos productos también denominados aceros de fase dual unen una alta resistencia mecánica, promovida por la presencia de martensita, con una buena ductilidad, conferida por la ferrita. 140

1060

980 al

c. E

900

820

740 660

727

0.1

0.3

0.5

0.7

0.9

11

oc 3

1.5

1.7

Weighl pereenl earbon

Figura 7.12

7.6. Tratamientos termomecánicos

Se denominan tratamientos tennomecánicos a aquellos procesos que combinan procesos de confonnado por defonnación plástica con tratamientos ténnicos, con la finalidad de producir detenninadas microestructuras con propiedades mejoradas en relación a las que se obtienen con los tratamientos convencionales.

El proceso denominado ausforming consiste en la defonnación plástica de la austenita en la región metaestable que en algunos aceros existe entre sus curvas de transfonnación perlfticas y bainíticas (habitualmente en tomo a SOO-600°C, Figura 7.13, LTMT). El acero, una vez defonnado, se transforma en martensita por temple y luego se

80


realiza un revenido apropiado para lograr las propiedades finales requeridas. La aplicación de este tratamiento a determinados grados de acero les proporciona unas características mecánicas muy superiores a las que se logran por temple y revenido. Stable austenite

Ce

Metastable austenite

LTMT

e

M s

(a)

Slable auslenile

A3

------

A,- _

Melaslable auslenile

(b)

Slable auslenite A3 A 1

----------Metaslable auslenile

Isoforming

( M s (e)

Time

Figura 7.13

La temperatura a la que se ejecuta la deformación plástica de la austenita debe ser suficientemente baja para que no tengan lugar fenómenos de restauración ni de recristalización. Por ello, la resistencia mecánica del acero aumenta al disminuir esta temperatura debido principalmente a la mayor capacidad de endurecimeinto de la austenita (fuerte incremento de la densidad de dislocaciones). La resistencia mecánica


del producto final aumenta también proporcionalmente con el grado de deformación conferido. La temperatura de ausforming debe también seleccionarse de manera que se pueda realizar la deformación de la austenita sin que en ningun momento se inicie su transfonnación. Los procesos termomecánicos realizados a alta temperatura en la región de estabilidad de la austenita (HTMT, Figura 7.13) pueden realizarse, a diferencia de los procesos de ausforming, con cualquier grado de acero. El propósito fundamental de la deformación es obtener un grano de austenita muy fino, lo que se logra de un modo más eficiente si se conforma el acero por debajo de la temperatura de recristalización de la austenita (aceros microaleados).

La austenita, una vez deformada, se transforma en

microestructuras ferrito-perlíticas, bainíticas o martensíticas, dependiendo de la velocidad de enfriamiento utilizada y de la templabilidad del acero. Finalmente, el proceso de isoforming consiste en deformar plásticamente la austenita en su región metaestable y continuar la deformación hasta que la austenita se transforma totalmente a la temperatura a la que se lleva a cabo la deformación (normalmente este tratamiento se lleva a cabo en la región de la nariz perlítica, Figura 7.13). La realización de una fuerte deformación plástica antes de que se inicie la transformación de la asutenita en perlita y durante la misma, origina una microestructura final con un grano ferrítico muy fino y partículas de cementita globulares uniformemente repartidas y da lugar a un producto con una buena resistencia mecánica y muy alta tenacidad.

81


82

Capítulo 8. Tratamientos superficiales

8. TRATAMIENTOS SUPERFICIALES

Existen muchas aplicaciones prácticas en las que las acciones más severas actúan durante el servico normal sobre la superficie de los diversos elementos mecánicos. Ante estas situaciones, los tratamientos superficiales son aquellos tratamientos térmicos que se utilizan para endurecer la superficie de las piezas de acero con el fín de mejorar su resistencia a la fatiga y/o al desgaste, dejando sin alterar el resto de la pieza. Existen dos formas diferentes de actuación: a) realización de tratamientos de temple superficial. b) modificar la composición química de la superficie de la pieza introduciendo algun elemento endurecedor (normalmente carbono y/o nitrógeno) En ambos casos el propósito último es conseguir una superficie muy dura y al mismo tiempo mantener un núcleo dúctil y tenaz.

8.1. Temple superficial

8.1.1. Temple a la llama El endurecimiento superficial a la llama se genera austenizando la superficie de l a pieza de acero por calentamiento con una llama formada en la combustión de un gas (acetileno, propano, gas natural, etc.) con oxígeno o aire, seguido de un temple que se realiza por inmersión en un baño de agua o por rociado con agua. Si se utilizan tiempos cortos de calentamiento (10-20 segundos), se impide que el calor se transmita por conducción al interior de la pieza; resulta así una superfice dura martensítica mientras que en el interior de la pieza permanece la microestructura ferrito-perlítica previa, sin alterar. Existen diferentes formas de aplicar prácticamente esta técnica de endurecimiento. Se puede aplicar la llama directamente sobre la zona de la pieza a tratar manteniéndola el tiempo suficiente para conseguir la penetración de temple requerida o bien se puede mover la llama a velocidad constante a lo largo de la pieza a tratar, mientras ésta se mantiene estacionaria o, por el contrario, es la pieza la que se mueve y la llama permanece fija. La Figura 8.1 expone la forma de llevar a cabo el endurecimiento superficial de un engranaje diente a diente y la Figura 8.2 muestra el ritmo de calentamiento de puntos situados a diferente profundidad (1.3, 2.5 Y 5.1 mm) al ser calentados de manera estacionaria con diferentes tipos de llama.

83


84

Hardness pattern

Warkpiece

Figura 8.1 ZOOO

Spot hardening of a rocker arm pad

3000

Propane

5.1 mm

1.3mm

1500

ZOOO

a. E

Natural gas

1.3 mm Z.5mm 5.1 mm 1000

500

O

5

10

15

20

Time, s

Figura 8.2

La profundidad de la capa templada dependerá también de la velocidad de movimiento de la llama: a menor velocidad daremos más tiempo para que la región superficial de la pieza se caliente y el espesor de la capa austenizada será mayor. La Figura 8.3 muestra los gradientes de dureza obtenidos tras el temple a la llama de un acero al carbono 1050 en función de la velocidad de translación de aquella. Normalmente se pueden conseguir profundidades de capa endurecida entre 0.8 y 6.5 mm.

85


Dístance from surface, mm 9

6

3

70

60

50

40

30

20

Inches (mm) per minute- 5.0 (127)

4.5 (114)

3.5 3.0 (89) (76)

1.5 (38)

10 O

0.240

0.120

0.360

Dístance from surface, ínch

Figura 8.3 Por otro lado, al templar a la llama cualquier pieza, el incremento de volumen asociado a la transformación martensitíica superficial generará unas tensiones residuales de compresión en periferia y de tracción en el núcleo que, en principio, serán beneficiosas de cara al comportamiento a la fatiga del material. Después del temple superficial la pieza debe revenirse a baja temperatura (175-200°C) con objeto de suavizar las tensiones residuales generadas, sin una merma apreciable de dureza. 8.1.2. Temple por inducción El temple superficial por inducción es un método de endurecimiento muy versátil que también se aplica para realizar tratamientos de revenido localizados. El calentamiento local de la pieza de acero a tratar se logra colocando ésta en el campo magnético generado en un inductor (normalmente una bobina de cobre refrigerada internamente con agua) al hacer pasar una corriente alterna de alta frecuencia. El campo magnético alterno generado por el inductor induce en el acero una corriente eléctrica y la pieza se calienta por efecto Joule (H =

R es la resistencia eléctrica del acero). La

Figura 8.4 presenta diferentes modelos de bobinas de inducción utilizadas

industrialmente para tratar superficialmente piezas y zonas de diferente geometría. La profundidad del calentamiento se controla no solo con el tiempo de aplicación del calor (conducción a través del acero) sino también con la frecuencia de la corriente que

86

Capítulo 8. Tratamientos supeIficiales

se hace pasar por el inductor y la densidad de potencia aplicada. A mayores frecuencias el calentamiento es menos profundo (500 kHz para espesores de 0.4-2 mm), mientras que para conseguir grandes penetraciones de temple es preciso emplear corrientes de baja frecuencia (1 kHz para obtener capas de 5-9 mm). Por otro lado, se utilizan densidades de potencia altas (potencia por unidad de área de superficie tratada), en tomo a 10-20 W/mm 2·

111111111/

Heating patte,"

Heatlng patte,"

Heating patto,n

le)

Heating pattern

Figura 8.4 Al igual que se procedía en el temple a la llama, una vez terminado el ciclo de calentamiento, se retira la bobina y la pieza se templa por inmersión o rocíado con agua. Dado que las transformaciones que ocurren son similares a las comentadas en el subapartado anterior, también en este caso se genera un patrón de tensiones residuales semejante. La duración práctica de los ciclos de

por inducción es muy pequeña, a

menudo solo unos pocos segundos, de manera que para conseguir austenizar la superficie de la pieza, ésta debe calentarse muy por encima de la temperatura Ac3 · La Figura 8.5 da cuenta de la variación de su temperatura AC3 de un acero 1042 con la velocidad de calentamiento y con la microestructura de partida (recocido, normalizado y temple+revenido).

87

Capítulo 8, Tratamientos superficiales Rate 01 heating, 200

100 1100

500

1000

2000

1042

l' I '1

ACJ. annealed steel

,

1000

I

2000

- 1900

Ac ,J normalized

oU

900

1800

u.

- 1700

°

-

E

1-

800

quenched and tem¡pered I

AeJ

1600

E

1500

- 1400

700 50

100

200

500

1000

2000

5000

Rate of heating, oC/s

Figura 8.5

8.2. Cementación o carburación La cementación es el tratamiento térmico que consiste en la introducción de carbono en

la superficie de una pieza de acero austenizada desde una atmósfera de composición adecuada. El endurecimiento se genera al templar, a continuación, esa capa superficial. de alto carbono. El diagrama hierro-carbono de la Figura 2.1 muestra que la máxima solubilidad del carbono en la austenita varía entre 0.77 a 727°C y 2.11 a 1148°C. Sin embargo, no suelen obtenerse en la cementación contenidos en carbono superficial superiores al 1%, ya que si el contenido de carbono es demasiado alto pueden fonnarse carburos o aparecer cantidades significativas de austenita residual. Aunque la cementación puede ejecutarse utilizando agentes cementan tes sólidos, líquidos o gaseosos, hoy día, la cementación gaseosa es la más utilizada, ya que posibilita un control más preciso del tratamiento. La introducción del carbono en la austenita depende de dos procesos; por un lado, la reacción que tiene lugar en la superficie de la pieza de acero en contacto con la atmósfera del horno, a resultas de la cual el carbono es absorbido por la austenita. El otro proceso importante que controla la profundidad de la capa endurecida es la difusión en estado sólido del carbono en la austenita, que a su vez depende fundamentalmente de las variables, temperatura y tiempo. La atmósfera cementante suele ser una mezcla de gases (Ca, N 2 , H 2 , CO2 , H 20)

enriquecida con metano (CH4), que es propiamente el agente cementante. La reacción de cementación fundamental es: 2CO ------ C (disuelto en el Fe) + CO2 Se denomina potencial de carbono de la atmósfera al contenido en carbono de la austenita en equilibrio con la atmósfera. El potencial de carbono depende de la relación

Capítulo 8. Tratamientos supetficiales

88

COz/CO y de la temperatura, a partir de la constante de equilibrio de la reacción

anterior:

Donde Peo Y Peo2 son las presiones parciales de estas dos especies gaseosas y ac es la actividad del carbono. actividad se toma igual a 1 cuando la austenita está saturada en carbono (linea Acm del diagrama) y en cualquier otra situación, la actividad del carbono en la austenita se aproxima por el cociente entre su contenido en carbono y el que produce su saturación a la temperatura del tratamiento (c/cs)' La constante K depende de la temperatura (en K) según la siguiente expresión: 10gK = - 8918/ T + 9.1148 A modo de ejemplo, los gráficos de la Figura 8.6 nos permiten calcular el potencial de carbono a partir del contenido de COz y de la temperatura de una atmósfera obtenida por descomposición de metano (20%CO) y de propano (23%CO) respectivamente. 1.6

1.2

1.2 0.8 0.4 0.01 0.02

0.05 0.1

0.2

0.5 1.0 2.0

5.0 0.02

CO 2 · vol %

0.05 0.1

0.2

0.5

1.0

2.0

5.0

CO 2 · vol%

Figura 8.6 Una vez establecido el contenido de carbono de la superficie de la pieza de acero de la manera que se acaba de exponer, la profundidad de la capa cementada se calcula a partir de las ecuaciones de la difusión del carbono. La Figura 8.7 muestra los perfiles de distribución de carbono de un acero cementado a 925°C durante diferentes periodos de tiempo, mientras que la Figura 8.8 da cuenta del efecto de la temperatura sobre la cementación de un mismo acero para un mismo tiempo de tratamiento (8 horas) y en la Figura 8.9 se aprecia con más claridad la evolución de la profundidad de la capa cementada con el tiempo de tratamiento a distintas temperaturas. Las curvas de la Figura 8.7 se obtienen resolviendo la ecuación de la difusión siguiente:

89


=erf

(c - co) / (cs - co) Cs

es el contenido de carbono de la superficie del acero (potencial de carbono), Co es el

contenido de carbono inicial del acero, c es el contenido en carbono de un punto situado a una distancia x de la superficie, D es el coeficiente de difusión del carbono en la austenita y erf es una función error que se ha graficado en la Figura 8.10. Distance, 0.001 in.

o

40

ao

120

160 1700°F O =Consl.

1.6

° 1.2 e o

0.4

o

1.0

O

2.0

3.0

4.0

5.0

Distance, mm

Figura 8.7 Distance. 0.001 in.

2.0

O

40

ao

120

160

3.0

4.0

1.6 ° /1aOO°F

1.2

1700°F

¡I!

16OO"F

e o

e o

o.a

/ 0.4

o

o

1.0

2.0 Distance, mm

Figura 8.8

5.0

90

Capítulo 8. Tratamientos

5.0 o 955 Oc 927 Oc 899 Oc 871°C

·

4.0

0.16

3.0

0.12

2.0

0.08

U

u

1-

1.0

0.04

__ O

__

__

5

10

15 Carburizinq time, h

20

25

30

Figura 8.9

1.0

0.6 c:

0.4 u

0.2 O O

0.5

1.0

2.0

. Normallled depth belo w surface,

----

2.5 3.0

3.5

x

Figura 8.10 El coeficiente de difusión D, aunque varía con la composición del acero y con la concentración de carbono en la austenita, se puede estimar de forma aproximada a partir de la expresión: D = 0.12 exp (-32.000/RT) cm 2/s En estos tratamientos térmicos resulta práctico definir los conceptos de capa cementada y de capa dura. Se denomina capa cementada a la profundidad de la pieza que tras el tratamiento de cementación presenta un contenido en carbono superior al del acero base, mientras que capa dura es un término más práctico, que corresponde a la profundidad de la pieza cuya dureza tras el temple es superior a 50HRC (es decir, su contenido en carbon es mayor que 0.3-0.4%, Figura 5.10).


91

8.2.1. Aceros para cementar El objetivo de la cementación es lograr una capa superficial martensítica de alto carbono y por lo tanto con una alta dureza, resistencia a la fatiga y al desgaste, manteniendo un núcleo tenaz con un bajo contenido en carbono. Por esta razón los aceros de cementación tienen contenidos de carbono en torno a 0.2%. Cuando se cementa un acero muy poco aleado (baja templabilidad), la microestructura del núcleo tras la cementación y el temple directo subsiguiente será fenito-perlftica. Sin embargo, en muchas aplicaciones se requiere un núcleo con una resistencia mecánica superior, en cuyo caso es necesario emplear un acero de mayor templabilidad con el fin de que el núcleo se transforme en el temple, al menos parcialmente, en martensita. La Tabla 8.1 muestra las composiciones químicas típicas junto con sus tamaños de grano y templabilidad(DCI) de distintos aceros de cementación. La templabilidad de estos aceros se regula con su contenido en niquel, cromo y molibdeno. Group I SAE 8620 EX24

Composition, wt %: Carbon ....... 0.20 Manganese .... 0.88 Silicon ........ 0.34 Phosphorus .... 0.015(a)

Silicon ........ 0.02(a) Chromium .... 0.51

0.20 0.89 0.34 0.015(a) 0.02(a) 0.47 0.21 0.53 0.08(a)

Group 11 5AE 4320 EX29

0.20 0.87 0.34 0.015(a) 0.02(a) 0.48 0.34 0.54 0.08(a)

Molybdenum " 0.26 Nickel ...... " NA(b) Aluminum ..... 0.08(a) ASTM grain size .. DI hardenability: 2.0 Inches . , ...... 1.6 1.7 43 51 Millimeters. . .. 41 (a) Amount added. (b) NA = none added.

Group III 5AE 4817 5AE 4820

j

0.21 0.58 0.33 0.015(a) 0.02(a) 0.52 0.26 1.76 0.08(a)

9V2

1.9 48

0.22 0.58 0.54 0.021 0.027 0.64 0.31 1.56 0.043 7V2

3.0 76

0.17 0.54 0.33 0.015(a) 0.02(a) NA(b) 0.27 3.56 0.08(a)

9V2

2.5 63

EX32

0.19 0.60 0.28 0.016 0.02 NA(b) 0.27 3.48 0.075

0.19 0.82 0.27 0.017 0.02 0.53 0.52 0.80 0.082

9V2

9

2.7 69

I Group IV EX55

3.3 84

0.17 0.87 0.28 0.015(a) 0.02(a) 0.49 0.74 1.84 0.08(a)

4.7 120

Tabla 8.1 De cualquier manera el uso de los aceros más aleados no está exento de problemas, el principal de los cuales es la posible aparición de cantidades significativas de austenita retenida tras el temple directo (menor dureza de la capa cementada) debido tanto al efecto de los elementos de aleación sobre la temperatura Ms como al uso de unas temperaturas de austenización en la cementación bastante altas (crecimiento del grano austenítico y estabilización de esta fase). En estos casos deben utilizarse tratamientos térmicos posteriores a la cementación. Un tratamiento muy utilizado consiste en recalentar el acero justo por encima de su temperatura A 3 , para afinar el grano de

92

Capítulo 8. Tratamientos supetficiales

austenita, que podría haber crecido bastante durante la cementación, y efectuar un temple. De cualquier manera, la temperatura A3 de un acero con un contenido aproximado de carbono en tomo a 0.2% es demasiado alta para tratar la periferia del producto, cuyo contenido en carbono se sitúa entre 0.8 y 1% (Véase Figura 2.1), por lo que resultaría más apropiado realizar un doble tratamiento de temple, procediendo primero al temple de la región más interna (afino del grano del núcleo) y, posteriormente, se refina el grano de la periferia, calentando la pieza justo por encima de Al y volviendo a templar. La Figura 8.11 muestra las curvas de fatiga de un acero de cementación tras temple directo, tratamiento simple y tratamiento doble.

Double reheal 300

·

E 200 E

· o

Direcl quench

o

O

100 10 3

10 5

10 7

Cycles lo failure

Figura 8.11 En cualquier caso, después de la cementación o de los tratamientos posteriores, debe realizarse un revenido, normalmente a temperaturas comprendidas entre 150 y 450°C con objeto bien de relajar parcialmente las tensiones residuales generadas en el tratamiento o de conferir una cierta tenacidad al producto final. Además de los cambios microestructurales introducidos en el proceso completo de cementación, también se desarrolla un patrón tensiones residuales tras el temple, que

93

Capítulo 8. Tratamientos supeñiciales

afecta favorablemente al comportamiento a fatiga del producto. En virtud del gradiente de carbono que presenta la pieza cementada (Figuras 8.7 y 8.8), el valor mínimo de la temperatura Ms ocurre en la periferia, de modo que esta región es la última en transformarse en el temple y el aumento de volumen que implica su transformación en martensita genera unas tensiones residuales, que serán de compresión en las zonas más periféricas, compensándose con la aparición de tensiones de tracción en la región del núcleo. La Figura 8.12 muestra el patrón típico de tensiones residuales de una pieza cementada, templada y revenida, comparado con el de un tratamiento de temple y revenido convencional.

I

I

Measured Estimated

+500 +400 +300

-

I

-

- Uncarburized. quenched and tempered

.

+200

--

+100

e o

-

o

e

-100 -200

1II1

·

1111

111I

Carburized. quenched, and tempered

-300 -400

4 mm

Composition of base steel: 0.26 C, 1.08 Mn, 0.93 Cr, 0.15 Ni, 0.3 Mo, 0.06 Ti, 0.024 S, 0.013P Heat treatments: Gas carburize 930-940 oC, quench from 840-850 oC, temper 1 h at 180-200 oC Specimen dimensions: 110 mm long, 15 mm wide, 4 mm thick

Figura 8.12

8.2.2. Descarburación De la misma manera que una determinada atmósfera posibilita la carburación de un acero a alta temperatura, otra atmósfera podría producir el efecto contrario

94


(descarburación) y el carbono saldría desde la superficie de la pieza para incorporarse a la atmósfera, de acuerdo con la reacción: C (disuelto en el Fe) + CO2

---------

2 CO

Nótese que se trata de la misma reacción expuesta en la descripción del fenómeno de la cementación, pero operando en el sentido opuesto. Si el contenido en CO 2 de la atmósfera sobrepasa la presión parcial requerida para mantener en equilibrio el contenido en carbono del acero, la reacción que se acaba de presentar procederá en el sentido indicado y el carbono del acero se incorporará a la atmósfera hasta que se alcance el equilibrio. Los riesgos de descarburación son entonces mayores en los aceros de mayor contenido en carbono. Para el tratamiento térmico de los aceros deben utilizarse hornos provistos de atmósferas protectoras adecuadas, especialmente cuando se realizan tratamientos prolongados a altas temperaturas, con el fín de evitar la descarburación superficial, que a su vez impediría alcanzar una alta dureza superficial. 8.3. Nitruración La nitruración es un tratamiento en el que se endurece la superficie del acero mediante

la introducción de nitrógeno. La nitruración gaseosa se lleva a cabo en un horno de tratamiento, en virtud de la

disociación de una atmósfera rica en amoníaco, según la reacción: NH3

-------

N + 3H

El nitrógeno atómico resultante es absorbido por la superficie del acero y difunde hacia el interior de la pieza. Existen dos puntos fundamentales que diferencian la cementación de la nitruración. En primer lugar, la nitruración se realiza en el dominio ferrítico. Se trata de un tratamiento que se ejecuta a una temperatura muy inferior (SOO-S60°C), es decir no requiere ni austenizar, ni templar luego la pieza, de manera que en el tratamiento de nitruración no hay peligro de sobrecalentamientos ni de distorsiones sino que se mantiene un control dimensional excelente. Los aceros se templan y revienen antes de proceder a su nitruración y la temperatura de revenido debe ser mayor que la que luego se utilizará en la nitruración para que el núcleo de la pieza no resulte afectado por el tratamiento superficial. En segundo lugar, el endurecimiento superficial no se debe a la formación de una solución sólida del nitrógeno en la ferrita (la ferrita admite muy poco nitrógeno en solución sólida, véase Tabla 1.3), sino a la formación de nitruros submicroscópicos

95


formados en virtud de la alta afinidad del nitrógeno con determinados elementos químicos, como el alumnio, cromo, vanadio y molibdeno que, lógicamente, deben estar necesariamente presentes en la composición química del acero para poder plantearse la realización de este tratamiento superficial. Estos nitruros son fases muy duras y su precipi tación tiene lugar con un aumento de volumen, que genera la aparición de tensiones residuales locales de compresión. Como se observa en la Figura 8.13, que presenta el diagrama de equilibrio del hierro con el nitrógeno, el nitrógeno es un elemento fuertemente gammágeno, al ampliar el campo de estabilidad de la austenita hasta 592°C para contenidos del 2.4% de nitrógeno (punto eutectoide). Nótese también la existencia de dos nitruros Fe 4 N (y') y Fe2 N para contenidos en nitrógeno del 6 y 11% aproximadamente, que son fases duras y frágiles. o

900

Atomic Percent Nitrogen 10

40

30

912°C

800

uo 700

600

0.10

400

o Fe

4

6

8

ID

12

14

Weigh t Percen t Ni trogen

Figura 8.13 Los tiempos necesarios en la práctica para la nitruración son muy largos, entre 10 y 130 horas, dependiendo de la aplicación, y las profundidades afectadas son muy pequeñas, normalmente inferiores a 0.5 mm. Las capas nitruradas suelen ser más duras que las capas cementadas y además son estables hasta temperaturas similares a las que se

96


utilizaron en el proceso de nitruración. Se obtienen de este modo superficies con un excelente comportamiento al desgaste ya la fatiga. La Tabla 8.2 presenta la composición química de algunos aceros normalmente utilizados en tratamientos de nitruración. Se trata de aceros con contenidos en carbono entre 0.2 Y0.4%, aleados con elementos fonnadoresde nitruros (Al, er, Mo). Se indica igualmente en la misma tabla las temperaturas de austenización previa al tample y las de revenido que, como ya se apuntó, debe ser superior a la del tratamietno de nitruración. De cualquier manera, no hay razón alguna que impida realizar este tratamiento superficial sobre aceros de alto carbono, aceros inoxidables o fundiciones de hierro, siempre que posean los elementos endurecedores anteriormente citados.

lempenlure(a) C

OJ5 0.42 0.24 OJ5

0.55 0.55 0.55 0.80

SI

Cr

OJO 0.30 OJO OJO

1.2 1.6 1.15 1.25

Al

NI

0.20 0.38 0.25 0.20

3.5

1.0 1.0 1.0 1.0

Se

'C

'F

0.20

955 955 900 955

1750 1750 1650 1750

Temperlnl tempenlure(a)

'c

650-675

1050-1300 1050-1300 1200-1250 1050-1300

Tabla 8.2 8,4. Carbonitruración

La carbonituración es un tratamiento térmico superficial en el que se introducen simultáneamente carbono y nitrógeno en una pieza de acero austenizada. Este tratamiento se parece más a la cementación que a la nitruraCÍón, ya que como ocurría en aquél, se lleva a cabo en fase austenítica y la pieza se templa inmediatamente después del tratamiento y se reviene posteriormente a baja temperatura para lograr una alta dureza superficial. La incorporación de carbono y

nitrógeno se realiza desde una atmósfera rica en gases

suministradores de carbono junto con amoníaco, que provee el nitrógeno atómico. Debido al carácter gammágeno del nitrógeno, la carboni truración se realiza a temperaturas inferiores a las típicas de cementación (750-8Sü°C), lo que unido al hecho de que la presencia de nitrógeno dificulta la difusión del carbono y los cortos tiempos normales utilizados en estos tratamientos (1-4 horas), justifica que las capas endurecidas sean poco profundas (0.1-0.75 mm). La Figura 8.14 muestra de modo general el efecto del tiempo y de la temperatura sobre la profundidad de la capa endurecida en los tratamientos de carboni truración.

97


0.75

E E

0.50

0.25

10

-

oC O 1

234

Duration of carbonitriding, h

Figura 8.14 La presencia de nitrógeno en los aceros carbonitrurados aumenta su templabilidad y

permite el temple de aceros de bajo carbono y baja aleación. Por otro lado, la presencia de nitrógeno también puede tener efectos negativos (especialmente cuando la atmósfera del horno de tratamiento tiene un elevado contenido en amoníaco), ya que en la superficie de la pieza puede quedar tras el temple una proporción importante de austenita retenida, que reduciría la dureza superficial del acero y su resistencia al desgaste. La Figura 8.15 muestra gráficamente este punto en la carbonitruración (790°C durante 2.5 horas) de un acero 1018.

70

o

Distance below surface, 0.001 in. 5 10 15 I

I

60

I

I

1

1018 Carbonitrided h at 790 oC

50

5%

\

NH

3

40

30 20

Figura 8.15 Los aceros típicamente utilizados en los tratamientos de carbonitruración tienen composiciones similares a las de los aceros para cementación (véase Tabla 8.1).

Capítulo 8. Tratamientos supeIficiales

98

Capítulo 9.Aceros de construcción.

9. ACEROS DE CONSTRUCCION

9.1. Tipos de aceros

Existen muchas formas de clasificar los aceros de uso en ingeniería pero quizás la más útil es aquella que agrupa los distintos grados de acero teniendo en cuenta principalmente sus propiedades características y, en consecuencia, su utilización. Desde este punto de vista se acostumbra dividir los aceros en tres grandes familias: - Aceros de construcción - Aceros de herramienta - Aceros inoxidables Los aceros de construcción, que son los que se analizarán en este capítulo, son aquellas variedades que se utilizan en la fabricación de piezas diversas y elementos de máquinas, construcciones en general e instalaciones, como elementos estructurales con capacidad para soportar las cargas y acciones mecánicas del servicio. Se trata entonces de productos en los que prima la resistencia mecánica, la tenacidad, la conformabilidad y la facilidad de fabricación. Los aceros de herramienta se utilizan, como su propia nombre ya indica, en la fabricación de todo tipo de herramientas destinadas a conformar, transformar, mecanizar y cortar cualquier tipo de material. En virtud de su aplicación, estos productos requieren poseer una alta dureza, resistencia al desgaste (al menos apreciablemente mayor que la del material sobre el que trabajan), tenacidad (en ciertas ocasiones estas herramientas trabajan a base de golpes) y algunas veces, cuando estas operaciones deben realizarse a alta temperatura, también deben mantener todas estas propiedades a alta temperatura. Finalmente, los aceros inoxidables son todas aquellas variedades que se utilizan en contacto con ambientes agresivos (medios corrosivos variados, alta temperatura, etc.), por lo que su principal característica es la de poseer una alta resistencia a la acción de estos medios. Centrándonos ya en la familia de aceros de construcción que, como ya se mencionó, son productos cuya característica principal es la de asegurar unas excelentes propiedades mecánicas (límite elástico, resistencia a la tracción, alargamiento, tenacidad, resistencia a la fatiga, etc.). Se trata de aceros de bajo y/o medio contenido en carbono (normalmente %C
99


100

9.2. Aceros al carbono Los aceros al carbono apenas tienen elementos de aleación y los pequeños contenidos de algunos elementos presentes en su composición química son consecuencia del proceso de fabricación utilizado en la fabricación del acero. Así, por ejemplo, se añade siempre manganeso en el curso de la fabricación del acero con el propósito de combinarse con el azufre e impedir la formación del FeS (véase apartado 3.2); por otro lado, tanto el manganeso como el silicio son elementos desoxidantes, que se adicionan en la última fase del proceso de elaboración del acero con el fín de eliminar la presencia de FeO. Además, todos estos aceros tienen una baja templabilidad, por lo que normalmente no se utilizan en estado de temple y revenido, sino que se emplean directamente en estado bruto de forja o de laminación y, en algunas ocasiones, tras tratamientos de normalizado y/o recocido. Los aceros al carbono tienen microestructruras ferrito-perlíticas y sus propiedades mecánicas dependen prinicipalmente de su contenido en carbono y, en menor medida, de su contenido en manganeso. Normalmente el contenido en carbono de estos aceros varía desde 0.05 hasta 1.0% y el de manganeso desde 0.25 hasta 1.7%. Al aumentar el contenido de carbono aumenta la proporción de perlita presente y con ella la resistencia mecánica del acero, mientras que la adición de manganeso afecta a la proporción final de perlita y al tamaño de grano de la ferrita, ya que en virtud de su caracter gammágeno, disminuye la temperatura de transformación de la austenita en ferrita, originando un efecto similar al de aumentar la velocidad de enfriamiento (véase la Figura 2.8 y apartado 2.4), pero por otro lado, el manganeso también propicia el endurecimiento por solución sólida de la ferrita. La Figura 9.1 muestra el incremento de la resistencia mecánica de los aceros al carbono al incrementar su contenido en carbono y en manganeso. El incremento del contenido de carbono es el medio más barato que existe para aumentar la resistencia mecánica de los aceros pero, al mismo tiempo, también reduce de una manera drástica la tenacidad de estos productos (Figura 9.2) y la capacidad de ser soldados con facilidad. Los aceros de facil soldabilidad exigen un contenido en carbono equivalente (CE) inferior a 0.41 % con objeto de que no se formen fases frágiles en la zona térmicamente afectada por el proceso de soldeo: CE = %C + (%Mn/6) + (%Cr+%Mo+%V)/5 + (%ni+%Cu)1l5

101


Los aceros con un carbono equivalente superior a 0.41 % requieren ya un soldeo más cuidadoso, que debe incluir la realización de precalentamientos, postcalentamientos y/o tratamientos térmicos postsoldeo En ciertas ocasiones estos aceros al carbono se desoxidan mediante la adición de aluminio, que al mismo tiempo también actúa como afinador del gr ano de ferrita. El aluminio tiene una gran afinidad por el nitrógeno, de tal manera que produce una dispersión de partículas de AIN, muchas de las cuales precipitan a alta temperatura en las juntas de grano de la austenita (véase Figura 2.13) y previenen su crecimiento de grano.

ss

600 -

Salid salutian

I

E

z

500 e

0·25

Figura 9.1

200

0·11C

160 0'20C 120

e

0·31C

80

40 O

-200 -160 -120

Figura 9.2

102


Uno de los grupos de aceros más utilizados en la práctica, en forma de chapas, vigas, angulares, para la construcción de edificios, puentes, barcos, recipientes, etc. son los aceros al carbono con menos de 0.25%C en estado bruto de laminación. Estos aceros deben laminarse en frío cuando se precisa de un mejor acabado superficial o cuando se requiere una resistencia adicional, proporcionada en estas ocasiones por el endurecimiento que promueve la deformación plástica en frío. Otro grupo importante de aceros al carbono, caracterizado por una resistencia mecánica superior, está constituído por aquellos aceros en los que el rango del contenido en carbono varía entre 0.25 y 0.5%, que se utiliza para hacer piezas baratas de resistencia media, tales como forjas varias, ejes, engranajes, etc.

La Tabla 9.1 recoge la composición química y las características mecánicas de los aceros al carbono normalizados en la normativa UNE. Aceros no aleados especia/es para temple y revenido. Análisis de colada

0.50/0.80 0.50/0.80 0.50/0.80

0.15/0.40 0.15/0.40 0.15/0,40

0.035 0.035 0.035

0.020/0.035 0.035 0,020/0,035

C 32k C 32k - 1 C 38k

0,30/0.35 0,30/0,35 0.35/0.40

0.50/0.80 0,50/0,80 0.50/0.80

0.15/0,40 0,15/0.40 0.15/0,40

0.035 0.035 0,035

0.035 m'·. 0,020/0,035

C 38k - 1

0,35/0,40 0,40/0,50 0.40/0.50

0.50/0.80 0.50/0.80 0,50/0,80

0.15/0.40 0.15/0,40 0.15/0,40

0.035 0,035 0,035

0.020/0.036

0.40/0,45 0.40/0,45

0,50/0,80

0,15/0,40

0,035

0.035

0.50/0.80 0.50/0.80

0.15/0.40 0,15/0.40

0,035 0,035

0.020/0.035

0.45/0,50

0,50/0.80 0,80/0,90 0,60/0.90

0,15/0.40

F1137111

F 1131

F

0.20/0.30 0.30/0.40 0.30/0.40

F

FII25111

F 1130

F 1132

0.50/0.80

0.035 0.020/0.035 0.035

C 25k - 1 C 35k C 35k - 1

F 1120

C45k

F1145111

C45k - 1 C 42k

F 1141 F 1142

F1146111

C42k - 1 C48k C48k

1

F 1150 C55k

FII55(1I

S

··

0.035 0.035 0.035

0.10/0.20 0.10/0.20 0.20/0.30

F 1115 (11

P

0.15/0.40 0.15/0.40 0.15/0.40

C 15k C 15k- 1 C 25k

FIlIO

SI

Mn

C

0.020/0,036

0.020/0,035

0.15/0.40 0.15/0,40

0,036 0.035

0.020/0.036

C 55k - 1

mecánicas en estedo de normallzedo d

16 mm

R.mln.

m/n,

< d

Fl110yF1115

F112OyF1125

F 1131 Y F 1138

C 15k YC15k-l C 25k y C 25k-l c35k

N

mln.

mm'

mm'

mm'

mm'

=6d

23 25

225 245 285 285 296

40

390

45 63 53 58

C

29

F 1132yF 1137

C 32k y C 32k 1 C 38k y C 38k-l

F 1141 Y F 1146 F 1142 Y F 1141 F 1150 Y 1166

C42k y C 42k-l C 48k y C 48k-l C 66k y C 66k-l

33 35

326

60

36

366

66

mm'

mm'

mm'

mm'

620 520 550

24 23 18 19 18

22 23 28 26 27

215 225

380 410

690 630 660

16 13 11

30

296

39 42 50 50 52 58 58

306

60

316

82

256

30

A

.1.

31 32

(16.20 kgf/mm 1) por encime N/mm 1

Tabla 9.1

< d

260 mm mln. (11

A N

N

100 mm

R.min.

mln. t1l

RI mln. A

N

100 mm

490 510 560 650 690 810

mln.

25 24 19 20 19 16 16 13

N

mm' -

27 27 28 29

mm'

-

235 235 235 265 286 276 286

11. vIlotn mínimo. Indicado ··

N

mm' -

mm'

-

470 50 530 630

67 60

580 690

A m(n,

19 20 19 16 18 16 13

103

Capítulo 9.Aceros de construcción. o

para productos laminados en

d

un

18mm
A

Rmm(n.

mm

mln.

N

F 1110VF 1115

C 15kVC15k-l

F 1120V F 1125

C25kVC25k-l

Fll30VFl135

C 35k V C 35k - 1

5

F 1131 V F 1138

C32kVC32k

F 1132V F 1137

C 38k V C 3Bk - 1

F

C 45k V C 45k - 1

51

F 1141 V F

C 42k V C 42k - 1

51

Fl142VF1147

C 48k V C

F 1150V F 1166

C 55kVC55k-l

1145

58

N

Lo. 5 d

30

450

10 9

50

590

9

39

380

55

5

50

590

9

39

380

55

470

63

620

8

400

58

570

9

500

67

660

8

53

620

500

57

550

8

63

71

700

7

66

77

760

6

71

290

435 51

496

420

11

28

470

10

29

270

9

32

315

9

32

9

620 650

700

7

12 510

315

52

510

10

37

360

59

660

10

9

37

360

59

680

10

8

39

385

63

620

9

410

68

670

8

de aceros dulces consiste en aceros con un contenido muy pequeño de

con cantidades mínimas de perlita. Sus propiedades mecánicas son en general bajas pero, por el contrario, tienen una gran ductilidad, que permite fabricar con ellos piezas de formas complejas mediante operaciones de conformado en frío por deformación plástica. Las microestructuras ferríticas se pueden endurecer utilizando los mecanismos siguientes: Afino de grano Deformación plástica en frío Solución sólida (véase apartado 3.2) El límite elástico de la fenita depende de su tamaño de grano, d, de acuerdo con la bien conocida expresión de Hall-Petch: + k d-

1I2

La Figura 9.3 representa gráficamente la citada expresión en el

10

10

carbono de tal manera que presentan entonces microestructuras prácticamente ferríticas,

00

11

52

9.3. Aceros dulces

°=

\ LO·Sd

Tabla 1 (continuación)

La familia

A

R",mln.

N

N

510

1

-1

N

Lo. 5 d

52

380

mln.

mino

N

330 39

A

Rmmln.

m/n. mm'

en frio

caso de los aceros

ferríticos. Por otro lado, el aumento del límite elástico de los aceros ferríticos con la deformación plástica en frío responde a la ley de Ludwik:

donde °es el límite elástico, la deformación verdadera y K, n, constantes características del comportamiento del material. K es el límite elástico para una


104

deformación igual a la unidad y n es el coeficiente de endurecimiento por deformación. Por otro lado, el coeficiente n es numéricamente igual a la deformación plástica uniforme a tracción (deformación longitudinal en el punto de carga máxima en un ensayo de tracción). Además, la capacidad de endurecimiento de los aceros ferríticos depende del modo de deformación, pudiendo alcanzarse un valor de

próximo a 10 en

operaciones de extrusión-trefilado (se alcanzaría de este modo un límite elástico de hasta 1650 MPa), 4.8 a torsión y en torno a 2.8 por laminación en frío. A5TM

o

10

14

16.5

18

19

20

320

10

2.5

1.0

0.6

0.4

0.3

G.5.

d.

1000

800 MILLER

IFe-21%Ni)

600 oc VI

Q 400 UJ

200

MOAAI50N (Fe AND 5TEELl __

O

10

20

__

30

d- 1/2 (mm- l12

40

__

50

60

)

Figura 9.3 La gran mayoría de los aceros de bajo y muy bajo contenido en carbono son aceros denominados calmados, para lo que se adiciona, justo antes de su colada, entre un 0.03 y un 0.04% de aluminio. El aluminio reacciona con el exceso de oxígeno presente en el acero (forma alúmina, que flota en el acero aún líquido y se elimina) y el exceso de este elemento pasa a formar parte del acero sólido como AlN. El efecto principal de este

ni truro ya se ha descri to en el capítulo 2, apartado 5. Por otro lado la reducción del contenido de carbono hasta ni veles muy bajos (%C<0.002% en los aceros libres de intersticiales) y la práctica eliminación del nitrógeno libre que se consigue con la adición controlada de aluminio permiten obtener unos aceros prácticamente libres de envejecimiento. El fenómeno de envejecimiento consiste en la variación de las propiedades mecánicas fundamentales del acero como consecuencia de la interacción de átomos en solución sólida intersticial (normalmente C


105

y N en los aceros) con las dislocaciones presentes en la microestructura del acero en el curso de su deformación plástica. Los efectos principales del envejecimiento en la curva de tracción de un acero de bajo contenido en carbono se muestran en la Figura 9.4. Cuando una probeta se deforma en frío una cierta cantidad ("prestrain"), se mantiene varios días a temperatura ambiente o solo unas horas a 100°C, y luego se vuelve a deformar a tracción ("aged"), se observa un incremento de su límite elástico y de la resistencia a la tracción,

Y,

reaparición de la región de fluencia,

una disminución del alargamiento total, y la aparición de unas marcas superficiales

(líneas de Lüders) en relación a la probeta que se ha deformado inmediatamente después de la predeformación ("unaged").

o...J Preslroin

ELONGATION

Figura 9.4 En alguna calidad de acero empleada para la fabricación de carrocerías de automóviles por embutición se utiliza el fenómeno de envejecimiento con el fín de aumentar el límite elástico del acero una vez conformado y pintado, para lo que se somete a un calentamiento final a 170-20ü°C ("bake hardening") que, aparte de secar la pintura, proporciona un incremento del límite elástico del acero de unos 50 MPa. Otro parámetro importante que gobierna la conformabilidad en frío (embutición) de estos aceros es el índice r, que se define por la relación entre la deformación verdadera transversal (W) y la deformación en la dirección del espesor (t) en un ensayo de tracción:

la

106


L es la dirección longitudinal de la probeta, e i, f, denotan sus dimensiones inicial y final (antes del comienzo de la estricción). Los valores elevados del índice r favorecen las operaciones de embutición con contracción. El valor del índice r de los aceros de embutición profunda debe ser mayor que 1.5. La Tabla 9.2 muestra los productos de chapa de acero laminados en frío y recocidos que

recoge la norma europea EN 10130 (1991), que clasifica estos aceros en función de su conformabilidad, yendo ésta en aumento desde el grado Fe POI hasta el Fe P06, que lógicamente es a su vez el grado de acero que exige unos mayores valores de los coeficientes r y n. Grade

Definition and

Deoxidalion

Chemica/ (/ad/e ana/ysis %

c1assijicalion according

C

P

S

Mn

loEN 10020

Fe POI

Non-alloy qualily sleel

Manufacturer's discretion

0.12

0,045

0,045

0,60

Fe P03

Non-alloy

Fully Idlled

0.10

0,035

0,035

0,45

Fully Idlled

0,08

Fully Idlled

0,06

Fully Idlled

0,02

qualily sleel Fe P04

Non-alloy

Fe P05

Non-alloy

0,40

quality steel 0,025

0,025

0.35

0,020

0,25 11 0,3

quality steel Fe P06

Grade

Va/MUy of mechallica/

AlIoy quality steel

Surface appearallce

R.

R m

N/mm2

N/nun2

ASO % min.]

r90

n90

min.4,5

mín.4

slrain marks

properties l

Fe POI

Absence of slrelcher

-/280

270/410

28

6 months 6 months

-n40

270/370

34

1,3

A B

3 months

Fe P03

6 monlhs 6 months

A

Fe P04

6 months 6 months

A

6 monlhs 6 monlhs

-1210

270/350

38

1,6

0,180

B

6 monlhs 6 months

A

6 monlhs

-/180

270/330

40

1,9

0,200

B

6 monlhs

Fe P05

B

mín. FeP06

6 monlhs 6 months

A B

no limit no limít

-/180

270/350

38

1,8

0,220

Tabla 9.2

Otra característica importante de estos aceros es su respuesta frente a los fenómenos de envejecimiento. El grado Fe P06

es susceptible de envejecimiento (el titanio

adicionado atrapa en forma de Ti(CN) el nitrógeno y carbono residuales en solución),


107

mientras que los grados Fe P03 a 05 envejecen ligeramente, aunque tras periodos de almacenamiento superiores a 6 meses, yel grado Fe POI envejece con normalidad.

9.4. Aceros microaleados

Los aceros microaleados, también llamados aceros de alta resistencia y baja aleación (HSLA) son una familia de aceros de bajo contenido en carbono, que utilizan unas adiciones muy pequeñas de algunos aleantes específicos para conseguir unas propiedades mecánicas superiores a las de los aceros al carbono convencionales, presentando límites elásticos superiores a 300 MPa en estado bruto de laminación en caliente o normalizado. Además en virtud de su bajo contenido en carbono y carbono equivalente tienen mejores tenacidad a baja temperatura y soldabilidad que los aceros al carbono. La familia de aceros microaleados de mayor interés práctico es la de los aceros de microestructura ferrito-perlftica, obtenidos por conformado en caliente. Estos aceros utilizan pequeñas adiciones de niobio, vanadio y/o titanio (hasta un 0.06% de niobio y

un 0.15% de vanadio y titanio) con el propósito de aumentar la resistencia mecánica de la ferrita, sin necesidad de incrementar los contenidos en carbono y manganeso y, de este modo, no disminuir ni la soldabilidad ni la tenacidad del acero. Las propiedades mecánicas de los aceros microaleados no son consecuencia exclusiva de la adición de microaleantes sino que son igualmente dependientes del acondicionamiento de la austenita, que a su vez depende del diseño de la composición química del producto y del control del proceso de conformado en caliente, en virtud de su efecto sobre el afino del tamaño de grano final del acero. De este modo es posible incrementar notablemente el límite elástico de los aceros sin aumentar al mismo tiempo su contenido en carbono, alcanzándose valores superiores a 500 MPa, en virtud del efecto combinado de un tamaño de grano ferrítico muy pequeño y el endurecimiento estructural introducido por la precipitación de compuestos submicroscópicos de niobio, vanadio y/o titanio. Todos estos elementos forman con el carbono y el nitrógeno carburos y nitruros estables de estructuras FCC. Su diferenciación tampoco es fácil, ya que muestran entre sí altos grados de solubilidad, de manera que suelen aparecer carboni truros mixtos de más de un aleante.

108


La característica básica que define entonces a los aceros microaleados es la posibilidad

de controlar el tamaño de grano del acero en el curso de la laminación para lograr finalmente un tamaño de grano ferrítico extraordinariamente fino, lo que a su vez se traduce simultáneamente en un incremento tanto del límite elástico como de la tenacidad del acero: la Figura 9.5 da cuenta de la influencia del tamaño de grano de la ferrita en su límite elástico y en su temperatura de transición dúctil-frágil. Téngase en cuenta que el resto de los micromecanismos endurecedores posibles, como son la solución sólida, precipitación de compuestos o la deformación en frío, aparecen acompañados siempre de una significativa reducción de la tenacidad. 27J

YS

ITT

(N/mm 2)

500

100 -

400 300

-

- ITT

50

o

-

200

100

-50

-100

O O

2

4

6

__ 8

__ __ 10

12

-150 14

Ferrite graln size, d- 112 (mm- 112)

Figura 9.5 La Figura 9.6 muestra la variación del límite elástico de los aceros al carbonomanganeso y de los aceros microaleados con niobio en función de su tamaño de grano. La adición del elemento microaleante permite obtener aceros con unos tamaños de

grano ferrítico muy finos, que proporcionan límites elásticos muy elevados. Los métodos habituales utilizados en la práctica para afinar el grano de las estructuras ferrito-perlíticas durante la elaboración en estado sólido de los aceros (recalentamiento, conformado en caliente y enfriamiento hasta temperatura ambiente) son: Adición de aluminio o, mejor aún, de titanio, con el propósito de inhibir el crecimiento de grano de la asutenita durante el mantenimiento del desbaste a alta temperatura, de acuerdo con el mecanismo descrito en el apartado 2.5. La Figura 9.7 muestra los productos de solubilidad en la austenita de carburos y nitruros diversos. Nótese a este respecto que el TiN es el compuesto más estable por lo que será el

109


mejor inhibidor del crecimiento de grano de la austenita a alta temperatura. Tal y como se observa en la Figura 9.8, correspondiente al NbC (acero con O.15%C \

1.14%Mn-O.04%Nb), todos estos compuestos se disuelven progresivamente al incrementar la temperatura del acero y precipitan en el enfriamiento subsiguiente, de tal manera que la diferencia entre ellos estriba en el rango térmico en el que tienen lugar estos fenómenos.

·

550

··

niobium steeJ 500

· ·

I

450

o

400

\

· 350

Carbon-manganese steel

00

O

7

A5TM

Grain size

Figura 9.6

O. 1

10-5

1

10-7 700

800

1000 Temperature.

Figura 9.7

11 00

1200 1300

110


0·03

u

0·02

c:

0'0'

o Temperatura (oC)

Figura 9.8

La laminación controlada del acero, con el fin de acondicionar la austenita para que

al transformarse en el enfriamiento origine una microestructura ferrítica de grano muy fino. Uso de aleantes específicos y/o de altas velocidades de enfriamiento para disminuir la temperatura de transformación de la austenita en ferrita. En cuanto al efecto individual de los microaleantes definidos con anterioridad, cabe decir que el endurecimiento inducido por el vanadio se debe a la formación de finos precipitados (5 a 100 nm de diámetro) de V(CN) en la ferrita, durante la fase de enfriamiento, que tiene lugar después del conformado en caliente del producto. Las sol ubilidades de los carburos y ni truros de los elementos microalentes son aproximadamente un orden de magnitud menores en la ferrita que en la asutenita. Por esta razón, una parte sustancial de la precipitación de los compuestos menos estables (VC, de acuedo con la Figura 9.7), que no se ha producido a las temperaturas más elevadas, ocurrirá durante la transformación alotrópica o ya en fase ferrítica. La adición de este microalente proporciona un endurecimiento que se cifra entre 5 y 15 MPa por cada 0.01 % en peso de vanadio, dependiendo del contenido de carbono y de la velocidad de enfriamiento, que a su vez es función de la masa del producto tratado (espesor de chapa, por ejemplo). De acuerdo con la Figura 9.9, correspondiente a un acero con 0.15%V, se puede obtener un máximo aumento del lími te elástico utilizando una velocidad de enfriamiento de 170°C/min: a velocidades inferiores, los precipitados

111


de V(CN) tienen un mayor tamaño (menor efecto endurecedor), mientras que si la velocidad es superior a este valor no damos tiempo a que la precipitación se complete y la fracción precipitada disminuye. La adición de manganeso es también a este respecto positiva, ya que al disminuir la tremperatura de la transformación de la austenita en ferrita contribuye a lograr una dispersión de precipitados de vanadio más fina. 200

150

V

100 50 u

O

500

200

100

50

20

10

Cooling rate (from 760°C), °C/min

Figura 9.9

El mecanismo de aumento de resistencia mecánica de los aceros al niobio es doble: endurecimiento por precipitación, que depende del tamaño y de la cantidad de fase precipitada (véase Figura 9.10) y el afino del tamaño de grano ferrítico, lo que hace que este elemento sea un agente endurecedor más efectivo que el vanadio. De acuerdo con la Figura 9.7 los compuestos de niobio son menos solubles en la austenita que los de vanadio, luego el niobio precipita en fase austenítica y estos precipitados, estables en el rango de las temperaturas habituales de laminación, contribuyen a inhibir el crecimiento de grano de la austenita. El contenido habitual de niobio de este grupo de aceros varía entre 0.02 y 0.04%, es decir, es aproximadamente un tercio del contenido habitual de vanadio (0.1 %). Su efecto endurecedor se estima en 35-40 MPa por cada 0.01 % en peso de niobio. Los aceros microaleados al niobio se fabrican utilizando técnicas de laminación o forja controladas, que en el caso de los aceros al vanadio solo son efectivas cuando simultáneamente se alean con titanio. La adición de molibdeno a los aceros microaleados produce un incremento mayor de resistencia en virtud de un mecanismo de solución sólida y del impulso de la precipitación de los microaleantes causada por un efecto sinérgico entre estos elementos

112


y el molibdeno. Este efecto se atribuye a que la presencia de molibdeno dificulta la precipitación en fase austenítica en virtud del decrecimiento de la actividad del carbono (carácter carburígeno del molibdeno). De este modo, tiene lugar una mayor precipitación en fase ferrítica, que contribuye a una mejor dispersión y afino de los precipitados. 245 210 . . 175

o

A

140

I 105

30A

I A

70

I 35

00 A I

200 A O

10- 3

0.01 0.02 0.04

0.10

0.20

Niobium, %

Figura 9.10 Por último, el efecto principal del titanio, presente en los aceros microaleados en proporciones inferiores al 0.2% en peso, es tanto el control del tamaño de grano austenítico como la formación de precipitados, dependiendo la importancia de uno u otro mecanismo de la composción química del acero y del programa de conformado empleado. De cualquier manera, dado que el titanio es un elemento fuertemente desoxidante solo puede utilizarse en aceros perfectamente calmados (desoxidados con aluminio), para que el titanio forme compuestos diferentes al óxido de titanio. Antes de proceder a la laminación en caliente del acero, los desbastes deben recalentarse a alta temperatura y mantener ésta un cierto tiempo con el fin de obtener una austenita homogénea y disolver cualquier precipitado que estuviera presente en la microestructura inicial del acero. La Figura 9.11 muestra el efecto de los diferentes microaleantes sobre el crecimiento del tamaño de grano de la austenita a alta temperatura. Pequeñas

Capítulo 9.Aceros de construcción,

113

cantidades de titanio (Ti<0.025%) tienen un efecto afinador muy efectivo debido a que el TiN precipitado a una temperaura muy alta inhibe el crecimiento del grano de austenita, tanto durante el recalentamiento de los desbastes como durante la primera fase del conformado en caliente. El titanio tiene, por la misma razón, un efecto muy marcado a la hora de impedir el aumento del tamaño de grano de las zonas térmicamente afectadas de las uniones soldadas (sometidas a grandes sobrecalentamientos). Debe recordarse que el control del tamaño de grano a alta temperatura mediante la presencia de precipitados se basa en que el tamaño de éstos y su separación media sean inferiores a ciertos valores, que estén presentes en fracciones volumétricas suficientes y que también tengan bajas velocidades de crecimiento por coalescencia. Así, por ejemplo, el TiN formado a muy alta temperatura (en fase líquida o durante la solidificación del acero), da lugar a unos precipitados demasiado groseros para evitar el crecimiento de grano austenítico, de tal manera que solo los precipitados formados en fase

tienen el tamaño y dispersión suficientes para actuar de la manera indicada con

anterioridad. E

-

300

Q)

Q)

E 200

c:

100 O 800

900

1000 1100 1200 1300 Temperature, oC

Figura 9.11 En relación al endurecimiento por precipitación, se reqUIere una cantidad más importante de titanio para formar TiC. Las adiciones de titanio inferiores a 0.025% en peso originan precipitados demasiado groseros de TiN, que no proporcionan endurecimiento alguno. Al incrementar el contenido de titanio del acero, primero se forman inclusiones sulfurosas del tipo (Mn,Ti)S y luego carbosulfuros Ti 4CzSz, antes de aparecer el precipitado endurecedor TiC. Estas partículas proporcionan el mayor efecto endurecedor de todos estos microaleantes, Figura 9.12, siempre que la proporción de titanio sea importante y los precipitados muy finos (menores de 3 nm). Sin embargo, el


114

titanio tiene un efecto afinador de grano moderado en el curso de la laminación (en comparación con el niobio y el vanadio), por lo que el fuerte endurecimiento por precipitación causa también una sensible pérdida de tenacidad. Por esta razón el uso simultáneo de varios microaleantes proporciona la mejor combinación de propiedades: así, el titanio incrementa la eficacia del niobio al combinarse con el nitrógeno presente para formar TiN y evitando, de este modo, la formación de NbN. De esta forma se incrementa la solubilidad del niobio en la austenita y se favorece la precipitación de partículas de Nb(CN), lográndose un mayor afino de grano durante la laminación controlada. 500

200 100 50 o 20 a..

10 0.0002

0,0005

0.001 0.002

0.005

Precipitate fraclion, f

Figura 9.12

9.4.1. Laminación y forja controladas Se denomina laminación o forja controladas a aquellas operaciones de conformado que se ejecutan con un control preciso de la temperatura del producto durante las diferentes fases de la operación, definiéndose también estrictamente tanto la reducción de cada paso como la temperatura a la que se ejecutan éstos y especialmente el de la última pasada o golpe. Su objetivo básico es reducir el tamaño de grano final de la ferrita transformada en el enfriamiento, para lo que es preciso, además, la adición de elementos microaleantes como el niobio, vanadio y/o titanio. Cualquier operación de conformado controlado se divide en dos etapas. La primera es una fase desbastadora, que tiene lugar a la temperatura más alta (l150-1000°C), en la que debe iniciarse el afino de grano de la austenita por recristalización repetida (recristalización dinámica). En esta fase deben existir ya precipitados estables a la

115


temperatura de laminación que inhiban el crecimiento del grano de austenita recristalizado. Con este fín el niobio es un elemento bastante efectivo, aunque de cualquier manera, los precipitados de TiN formados en fase

son los más apropiados.

Al final de esta fase se pueden obtener tamaños de grano de austenita en tomo a 20 Llegados a este punto el proceso debe detenerse hasta que la chapa o producto a conformar se enfría hasta la temperatura a la que se comenzará realamente el proceso de laminación o fOIja controlada (T
El efecto más importante que ejercen los elementos microaleantes durante la fabricación de estos aceros es el control de la temperatura de no recristalización de la austenita. En un proceso de laminación convencional, la austenita deformada durante el conformado recristaliza estáticamente en el periodo entre pasadas. Sin embargo, en un proceso de laminación controlada, se interrumpe la laminación de la chapa con el propósito de terminar esta operación realizando una reducción de espesor de más de un 60% a una temperatura inferior a la de no recristalización de la austenita, T nr' Como consecuencia de la parada en la laminación y de las menores temperaturas de proceso, la productividad del tren disminuye y las fuerzas de laminación aumentan, lo que constituyen dificultades prácticas evidentes. De cualquier manera, es en esta fase acabadora del proceso de laminación controlada donde el papel del niobio es fundamental, tal y como se manifiesta en la Figura 9.13: el niobio es el elemento que más influencia tiene a la hora de incrementar la temperatura T permitiendo de este Dr'

modo realizar las operaciones de laminación y fOIja controladas en un intervalo térmico más amplio. Al deformar la austenita por debajo de T nr' se crea una austenita agria con numerosos defectos intragranulares, como dislocaciones, bandas de deformación y maclas, es decir, con muchos puntos de alta energía, de modo que existirán muchos lugares efectivos para la nucleación de los granos de ferrita en la transformación en estado sólido que tiene lugar en el enfriamiento subsiguiente, dando así lugar a un grano ferrítico muy fino. La Figura 9.14 es similar a la 9.7 solo que ahora se expresa en coordendas semilo -

garítmicas (los productos de solubilidad responden a la expresión 10gK = A-BIT) y está referida exclusivamente a los carbonitruros de niobio. Se hace notar que a medida que aumenta el contenido de nitrógeno de los carbonitruros de niobio, su producto de solubilidad disminuye sustancialmente, mientras que este producto aumenta cuando el


116

carburo tiene un defecto de carbono en relación a su estequiometría normal, NbC (vacantes de carbono). De cualquier manera, la existencia de otros elementos de aleación disueltos en el acero, como el manganeso o el silicio, alteran los coeficientes de actividad del niobio, carbono y nitrógeno, y modifican las expresiones de los productos de solubilidad. Por ejemplo, la presencia de un 1.5% de manganeso y de un 0.4% de silicio reduce el producto de solubilidad del NbC en la austeni ta a 1150°C en aproximadamente un 20%. 1050 1000 950 900 .9

850 800 750

Initial salute cantent (atam per cent)

Figura 9.13 Temperature, oc (OFI

1300 1200 1100 1000 (2372)(2192) (2012) (1832)

900 (1652)

-2

a.

-3

71701T 108 [Nb)[C)°·87 = 3.43 108 [Nb)[C) = 2.96 - 75101T 108 = 4.46 98OO1T 108 = 4.09 - 100000T 108 [Nb)[N] = 2.80 - 85001T

I/l

Source: Rer 74

-4

6

8

7 l/Tx

10 4,

9

K-l

Figura 9.14

El efecto del niobio en la fase acabadora del proceso de laminación o forja es entonces el de impedir la recristalización de la austenita deformada durante la laminación, lo que

117


ocurre en virtud de la inmovilización de los bordes de grano y subgrano de austenita (disminución de la energía efectiva de la junta de grano y subgrano) que induce la precipitación del Nb(CN). La precipitación de estos carbonitruros en condiciones dinámicas, austenita deformada, es mucho más rápida que en condiciones estáticas. Téngase en cuenta que, por un lado, tenemos la fuerza impulsora del proceso de restauración y recristalización de la austenita, que es la energía de deformación almacenada en la microestructura (defectos microestructurales), mientras que, por otro lado, existen fuerzas tendentes a retardar estos procesos (precipitación de Nb(CN)). El efecto de bloqueo de estos precipitados es tanto mayor cuanto más grande es su fracción volumétrica y más finos son. La Figura 9.15 muestra sobre un diagrama temperaturatiempo genérico la dependencia de los fenómenos de recristalización y precipitación: tomando T o como la temperatura de puesta en solución de los precipitados, se pone de manifiesto que por encima de la temperatura TI' la precipitación se retrasa, dado que opera en una matriz de austenita recristalizada (sin defectos), mientras que por debajo de T nr es la recristalización la que se retrasa, al tener lugar la precipitación previa de los carbonitruros. Entre T 1 Y T nr ambos fenómenos ocurren de manera aproximadamente simultánea. La Figura 9.16 muestra la deformación crítica necesaria para que tenga lugar la recristalización de la austenita en función de la temperatura de conformado e indica igualmente el tamaño de grano de la misma, en el caso de un acero al carbono y otro microaleado con niobio.

Comienzo de la precipi

Comienzo de la recristalizaci6n

- - - - Tiempo (lag) Figura 9.15

118


o Plain carbon steel

Niobium

steel

1100'C

1100'C 2

160

I I ,

c:

,

1050'C

'I

'

,I

« 4

/

I III

c:

I

I

950'C

Figura 9.16 El tamaño de grano ferrítico final del acero depende entonces del tamaño de grano previo de la austenita y también de la magnitud de deformación suministrada por debajo de la temperatura de no recristalización de esta fase. La 1aminación y forja controladas de los aceros al niobio debe terminarse a unas temperaturas relativamente bajas (750850°C) para obtener así tamaños de grano finales de ferrita de 5-10

(10-13 ASTM),

tal y como se refleja en la Figura 9.17.

C

Si

S

P

0'11

0'30

0·015

0-015

Mn

V

Nb

0·06

0·04

5 c:

3 Finish rolling temperature ('C)

Figura 9.17 Los nitruros de titanio que se forman durante la solidificación y el enfriamiento inicial del desbaste no serán entonces efectivos para prevenir la recristalización de la austenita y dejarán al acero con una cantidad insuficiente de titanio en solución sólida a la

119


temperatura de laminación. Por otro lado, el vanadio a estas mismas temperaturas es muy soluble y su precipitación solo tiene lugar a temperaturas claramente inferiores a las de laminación. De cualquier manera, el diseño de un acero con adiciones de niobio, titanio y vanadio conduce a la formación de complejos carbonitruros mixtos de los tres elementos cuya composición varía con la temperatura. La Figura 9.18 pone de manifiesto que, a las temperaturas más altas, el primer precipitado que se forma es el TiN y a medida que la temperatura desciende se van incorporando cantidades crecientes de niobio y carbono, para finalmente terminar precipitando como NbC a las temperaturas inferiores (véase también la figura 9.14). 0'100

0'030

e

Nb

0'025

I

0'020

w

'l. T1=0'010 Nb=0'030 =0'100 N = 0·004

e

u 0'050

w > ...J

o

Ti

Figura 9.18 Otro aspecto del proceso de laminación o forja que está fuertemente influenciado por la presencia de elementos aleantes es la temperatura de transformación de fase Ar 3 · Cuando esta temperatura disminuye, la transformación austenita-ferrita opera en un rango térmico más bajo, la velocidad de nucleación aumenta y el tamaño ferrítico, en consecuencia, disminuye. A este respecto volvemos a recordar el efecto favorable de la adición de elementos gammágenos como el manganeso y el empleo de enfriamientos acelerados desde la temperatura final de laminación. La Figura 9.19, que se refiere a aceros con contenidos en carbono de 0.05-0.2%, da cuenta del aumento de la resistencia mecánica del acero al disminuir la temperatura a la que tiene lugar el 50% de la transformación austenita-ferrita, que influye en la microestructura final obtenida (lógicamente, a medida que aumenta la resistencia, al aparecer microestructuras bainíticas y martensíticas, también disminuye la tenacidad). Las calidades de mayor resistencia mecánica, obtenidas tras temple y revenido, poseen normalmente molibdeno

120


y boro con el fin de aumentar la templabilidad del acero y vanadio para limitar el ablandamiento en el tratamiento de revenido.

-

1200

1050

I I I

900

I I

I

750 .¡¡¡

I I

600

····

I

I

· + IIFerrite

I

450

pearllte

300

400

500

600

700

.·

· ·

800

Transfonnatlon temperature

Figura 9.19

Una última técnica utilizada industrialmente en la laminación en caliente de los aceros es la laminación controlada dura o intensificada, que consiste en realizar la segunda fase de la laminación (fase acabadora) no

por debajo de T ur' sino incluso por debajo de

Ar 3 , es decir en fase (a+y). La temperatura final de laminación se sitúa entonces alrededor de 700°C. La combinación de una menor temperatura de recalentamiento junto a la también menor temperatura de laminación conducen a la obtención de un tamaño de austenita más pequeño. Además, dado que la laminación se termina en fase (a+y), una

cierta cantidad de ferrita ya transformada resulta deformada,

incrementándose la densidad de dislocaciones en esta fase, lo que contribuye a lograr un mayor incremento del límite elástico del acero. Esta técnica de laminación proporciona también una cierta textura que influye en las propiedades mecánicas finales del producto, siendo en concreto responsable del debilitamiento en la dirección del espesor de la chapa (aparición de separaciones o descohesiones paralelas al plano de laminación durante los ensayos mecánicos o en el servicio bajo carga).


121

La Figura 9.20 muestra los diferentes tipos de laminación, cuyas denominaciones se indican a continuación, y la Figura

resume la evolución del grano en los procesos

de laminación convencional y controlada: A - Laminación en caliente convencional B - Laminación controlada

e - Laminación controlada intensificada D - Laminación con control de la recristalización E - Laminación controlada especial.

1 -------------Rough rolling Finish rolling

Time

Figura 9.20

oc

oc

1200

1200

1000

1000

800

800

600

600

\ Normal coollng

Accelerated coollng

400

a) Laminación convencional y normalizado . Figura 9.21

b) Laminación controlada

122


9.4.2. Tipos de aceros microaleados La Tablas 9.3 y 9.4 muestran respectivamente las denominaciones y las propiedades

mecánicas fundamentales de los aceros microaleados definidos en las normas europeas EN 10025 (aceros estructurales no aleados laminados en caliente) y EN 10133 (aceros estructurales de grano fino soldables laminados en caliente) . BS EN 10025: 1993 Grade

Former

Tensile

grade

Min.

mm
{/l/pael Ellergy (J·C)

Max.

slrellglh

for speeified

slrenglh al 16 mm

Nominal t!lieklless

yield

N/mm 2

N/mm 2

·C

SI85 S235 S235JR S235JROI S235JR02

(4) (5) (4) (4)

S23510

S2351203 S2351204 S275 S275JR

(5)

S27510 S2751203 S275J204 S355 S355JR S355JO S3551203 S3551204 S355K203 S355K204

(5)

Fe 310-0 (4) (5) Fe 360A (4) Fe 360B Fe 360B(FU)(4) Fe 360B(FN) Fe 360C Fe 36001 Fe 36002 Fe 430A (5) Fe 430B Fe 430C Fe 43001 Fe 43002 (5) Fe 5 lOA Fe 510B Fe 510C Fe 51001 Fe 51002 Fe 510001 Fe 510002

290/510 340/470 340/470 340/470 340/470 340/470 340/470 340/470 410/560 410/560 410/560 410/560 410/560 490/630 490/630 490/630 490/630 490/630 490/630 490/630

185 235 235 235 235 235 235 235 275 275 275 275 275 355 355 355 355 355 355 355

25 250 25 25 250 250 250 250 250 250 250 250 250 250 250 250 250 250 250 250

mm (1)

>150 mm mm

27 27 27 27 27 27

23 23 23 23

27 27 27 27

23 23 23 23

27 27 27 27 40 40

23 23 23 23 33 33

Temp.

+20 +20 (6) +20 (6) O

-20 -20 +20 (6) O

-20 -20 +20 (6) O

-20 -20 -20 -20

(1)

Tabla 9.3 Grade

UTS Min.YS at t = 16 mm

(N/mm2)

S275N S275NL S355N S355NL S355M S355ML S420M S420ML S460M S460ML

370 to 510 470 to 630 450 to 610 500 to 660 530 to

no

275

Max. Thk (mm) (2) (1)

150

Charpy (long) Temp.

Energy

Max. Thk

(1)

(mm) ( 1) (2)

-20

40

-50

27 40

150 -20

355

150

150 -50

-20

355

63

-20

420

460

63

63

150

150

63

150

63

150

63

150

27 40

150 -50

27

-20

40

-50

27

150

Tabla 9.4

150

27 40

150 -50

150

Notes:

1 Applies to plates and wide flats. 2 Applies to Sections. Symbols used in SS EN 10113 S = Structural Steel '275' '355' '420' '460' = min YS (N/mm2) N = Nonnalized or nonnalized roUed M = Thennomechanical roUed. L = Low temperature (-50· e) impacts. Examples S275N, S355ML

123


Por otro lado, la necesidad de producir aceros estructurales con tenacidades (resistencia

al impacto) cada vez más altas y también de mejores características de conformabilidad en frío ha promovido el desarrollo de aceros más limpios y de las técnicas de control del contenido de inclusiones. Los aceros convencionales tiene contenidos en azufre en tomo a 0.030%, que aparece en su microestructura en forma de inclusiones alargadas de MnS, en virtud de la deformación sustancial que experimentan en el curso del proceso de laminación en caliente. Otras inclusiones también presentes en estos aceros son óxidos y silicatos. Las inclusiones son heterogeneidades microestructurales (concentradores de tensión) que promueven el inicio del microemecanismo de rotura bajo carga de los aceros. Por esta razón, hoy día, los aceros de mayor calidad se fabrican utilizando tecnologías avanzadas de desulfuración, con las que se logran contenidos finales de azufre de 0.001-0.002%. El elemento desulfurante más eficaz es el calcio. El calcio se adiciona al acero líquido, después de haber sido desoxidado con aluminio, en forma de siliciuro o carburo de calcio, acero formando

se combina con el azufre y el oxígeno presente en el y CaS, productos que se eliminan en forma de escoria. Se

obtienen así aceros con contenidos de oxígeno de 10-20 ppm y contenidos de azufre que pueden ser inferiores a 0.001 %. Otro efecto negativo debido a la existencia en el acero de incluiones alargadas es la anisotropía observada en la tenacidad y ductilidad de estas chapas. Este problema prácticamente se elimina si las inclusiones aparecen en forma de pequeñas partículas aisladas no deformables. A este respecto las incluisiones oxidadas y sulfuradas de calcio son globulares y mantienen su forma en el curso de la laminación en caliente. La Figura 9.22 da cuenta del efecto beneficioso de la disminución del contenido de azufre y la adición de calcio, que se manifiesta en la reducción de área en la dirección del espesor (dirección más débil). Estas mismas técnicas de control inclusionario junto con el uso de tecnologías que minimicen la segregación durante la colada, permiten obtener aceros con resistencia a la fragilización inducida por el hidrógeno (HIC) que posibilitan la utilización de estos productos para la fabricación de gaseoductos y reactores que trabajen en contacto con medios ácidos (medios que contienen HzS YCOz)·

9.3.Aceros de gran resistencia

La familia de aceros de gran resistencia constituye un amplio abanico de composiciones químicas que permiten obtener unos aceros con una resistencia mecánica mayor de 750

124


MPa (hasta 1700 MPa). Normalmente se trata de aceros tratados térmicamente mediante temple y revenido. Estos aceros se utilizan para fabricar piezas que serán capaces de soportar cargas de servicio muy altas, tales como elementos constitutivos de motores, transmisiones, turbinas de vapor, cojinetes, engranajes, muelles, cables, etc. 80 o Calcium-lreated · Nat calcium-treated

__

_ _ ......L_ _

o

0.020

0.030

0.040

Sulphur cantent (%)

Figura 9.22 Suelen ser aceros con un contenido medio en carbono (normalmente entre 0.25 y 0.5%), que normalmente se alean con niquel, cromo y molibdeno, principalmente con el propósito de aumentar la templabilidad del acero y permitir de este modo el tratamiento térmico de piezas de mediano y gran tamaño. El tratamiento de revenido de estos aceros suele realizarse a una temperatura suficientemente alta (550-650°C) con objeto de obtener piezas con una tenacidad suficientemente alta. Las Tablas 9.5, 9.6 Y 9.7 muestran respectivamente la composición química, las condiciones de tratamiento térmico y las propiedades mecánicas de los aceros para temple y revenido normalizados en España. Esta norma diferencia los grados aleados al cromo, al manganeso, al cromo-molibdeno y al cromo-niquel-molibdeno. El contenido de carbono de todos estos aceros es muy parecido (0.35-0.45%) y se diferencian principalmente en el porcentaje de elementos de aleación, siendo, de este modo, los grados más aleados los de mayor templabilidad (admiten el temple en piezas mayores). Dentro de la familia de aceros de alta resistencia hay que contemplar también los que se utilizan para la fabricación de bolas, rodillos y pistas en la elaboración de cojinetes y otros soportes. En estos casos se requieren productos de muy alta dureza y resistencia a la fatiga de contacto, por lo que son aceros de alto contenido en carbono (en torno a 1%), aleados habitualmente con cromo (l.5%Cr), que se utilizan tras temple y revenido

125


a baja temperatura (sobre 180-250°C). Se obtienen así unos productos con una dureza de 60-65 HRC. DESIGNACION Sí

Mn

e

p

S

NI

Mo

-

-

-

-

·· 1

F1200 F1201 F1206111 F1202

38Cr3

0.34/0,41

0,60/0,90

0.15/0.40

0,035

38Cr4 38Cr4·1 42Cr4

0,34/0.41 0.34/0,41 0,38/0.45 0,38/0,45

0.60/0.90 0,60/0.90 0,60/0.90 0.60/0,90

0,15/0.40 0,15/0.40 0,15/0.40 0.15/0.40

0,035 0.035 0,035 0,035

0,33/0.40 0.33/0.40

1,30/1,65 1,30/1,65

0,15/0,40 0.15/0.40

0,035 0.035 0.035 0.020/0,035

0.15/0.40 0.15/0.40 0,15/0.40 0.15/0.40 0.15/0.40 0,15/0,40 0,15/0.40

0,035 0.035 0.035 0.035 0.035 0,035 0.035

F120711l

FI203 F1208111

36Mn6 36Mn6·1

0,50/0,80 0,035

0,020/0.035 0,036

0.020/0.036

0,90/1,20 0,90/1.20 0.90/1.20 0.90/1,20

-

.1

F1251

3DCrM04 F1256111 35CrM04

F1250 F1265111 F1253121 FI252

35CrM04·' 38CrM04 4DC,M04

F125711l

0,27/0,33 0.27/0.33 0.32/0.38 0,32/0,38 0,34/0.40 0.37/0.43 0,37/0.43

0.60/0,90 0,60/0,90 0.60/0.90 0,60/0.90 0.60/0.90

0.035 0,020/0.035 0.020/0.035 0.035 0,020/0.035

-

0.86/1,15 0,85/1.15 0,85/1.15 0.8511,16 0.86/1.15 · 0.86/1.15

--

0.15/0.26 0,16/0.26 0,15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.26 0.15/0.25

niqu.1 molibd.no Fl204,

4ONiCrMo2

F1280 F1282 F1270 F1272

35NIC,M04 4ONICrM04 35NiCrMo7

FI262

32NiC,Mo12

FI260

32NICrMoI6 de

(1)

controlado

0.37/0,44 0.32/0.38 0,37/0.42 0,32/0,38 0,30/0.36 0,30/0,37

0.70/1,00 0,50/0.80 0,50/0,80 0.55/0,85 0.55/0.85 0.8010,80 0,30/0,60

0.15/0,40 0,15/0.40 0,15/0.40 0.15/0.40 0,15/0,40 0,16/0.40

0.035 0.035 0.035 0.036 0,035 0,035 0,035

O,035málC.

0,036 0,036

0.40/0.70 0,60/0.90 0,60/0.90. 0.65/0,96 0,65/0,95 0,70/0,90 1,10/1,40

0.40/0.70' 0,70/1,00 0,70/1,00 1.60/2,00 1.60/2,00 2,76/3.25 3,70/4,20

0.15/0,30 0,15/0,30 0.15/0,30 0.15/0,30 0,16/0,30 0,30/0,40 0,25/0,40

(2) Acero de uso no pref.renle

Tabla 9.5

_pie ... 121

111 Fl200

38Cr3

F1201

38Cr4

F1202

F1207

F1203v

42Cr4 36Mn5 36

F1251 F1256

F1250v F1255

Fl253 4DCrM04 Fl252V Fl257

o Fl280

F1282 F1270 F1272

36NICrMo7

Fl262

O

Fl260

11 21 Oureclón

de

· 30 mln mínimo.

Undlcetivo) · 1 h m(nimo.

Tabla 9.6

126


L. I I

'''m

mm'

f1200

K U

I

T

-'T--r

'

OCU

0017801'00.,20

I

65

se

15 y

I

830-1 OJO

140 I 780

85830 Fl180

no-1JO

I

10 '080·1'110

5

85

10

5

f1272

95·115

610

1

1180-1370 930

32NiCfMo\6

8801080

110-130

100

i

9 9

1

100

80 47;

180-

( 10- Osi

8JO

901740

I

80

'00

1I

6

61

S 6

65

6

51

80-

780-

6 6

70 1&90 10 I r,9O

90-110 \0

880-1080

110·1)0

10

980

110-130 115135

11

1080·1

5

10 1130.1

85 lOO

180

13

880- 108

1 OJO 1

¡ I

6

11

I

5

Tabla 9.7 9.2.1. Aceros Los aceros maraging son un grupo de aceros martensíticos de bajo contenido en carbono (0.03% max), que en virtud de un tratamiento térmico especial de envejecimiento (precipitación, "aging"), penniten obtener límites elásticos entre 1400 y 2400 MPa. Son todos ellos aceros con elevados contenidos en niquel 18%Ni) Y que muestran una

propiedades finales de los diferentes grados de aceros maraging. Grade

Wrought 18Ni1400

Nominal 0.2% proof stress: N/mrn2 (MPa)

Ni Co Mo Ti Al

C max. Si max. Mn max. Si +Mn max. S max. P max. Ca added B Zr added Fe

1400

Cast

18Ni 1700 18Ni1900 18Ni2400 17Ni1600

1700

1900

18-19 17-19 7-8.5 8-9.5 4.6-5.2 4.6-5.1 3-3.5 0.15-0.25 0.3-0.5 0.5-0.8 0.05-0.15 0.05-0.15 0.05-0.15 0.03 0.03 0.03 0.12 0.12 0.12 0.12 0.12 0.12 0.2 0.2 0.2 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.05 0.05 0.05 0.003 0.003 0.003 0.02 0.02 0.02 Balance Balance Balance 17-19

Tabla 9.8

2400

1600

17-18

16-17.5 9.5-11 4.4-4.8 0.15-0.45 0.02-0.1 0.03 0.1 0.1 0.2 0.01 0.01 None None None Balance

12-13 3.5-4 1.6-2

0.1-0.2 0.01 0.1 0.1 0.2 0.005 0.005 Nbne None None Balance

I

6

°1

110-13C 1

tenacidad mucho mayor que la de los aceros martensíticos de mayor contenido en carbono de igual resistencia. La Tabla 9.8 muestra las composiciones químicas y

¡

10

121

980-1 18011"

85[1

95

980

880-1080 ElJ0-10JO

64085-1115

80

aJO-

'5

iI

OJO"

11

90-110

I

15

880

930011301

1880

90

i"

1

I Elao ' , 9301l

980.1180

11

85

I

11

140

6 6

100·120 980,1180 105-1'15 1 03O·J

801180

I ou

6'0

J90

5

11

6

115·135

1JI

I,

10/5

11 930

85·105 90·110

78

la

80 95

630 1

!I I

105·125 880

9017"0

75-

64

6

83010301

61°'

55

95-115

I I

I

:

68

980·1180"

j. i 1

mm'¡

6416JO;,B5105

"

.

I

Imm'

'-2' 1574095115930·1130

y Fl256 F1250 Y F 1255 J

!

I

OCU

29

127


Al calentar estos aceros a una temperatura de aproximadamente 820°C y luego enfriarlos al aire hasta temperatura ambiente se obtiene una microestructura martensítica, incluso en piezas masivas, en virtud de la alta templabilidad que les confiere el alto grado de aleación típico de estos productos. En este estado muestran un límite elástico en torno a 800 MPa, una carga de rotura de 1000-1100 MPa y un alargamiento de casi un 20%. Sin embargo, si a continuación se efectúa un tratamiento de envejecimiento a una temperatura sobre SOO°C ocurre la precipitación intensa de compuestos intermetálicos del tipo de Ni 3Mo y FeTi, obteniéndose de este modo el límite elástico que se refleja en la Tabla 9.8. La Figura 9.23 muestra como la tenacidad a la fractura que se logra con estos aceros es muy superior a la de los aceros templados y revenidos convencionales, aunque también su coste es muy superior, en virtud de su alto grado de aleación.

40

__ 1250

1500

1750

2000

2250

Tensile strenglh (MPa)

Figura 9.23 9.2.2. Aceros de fácil maquinabilidad Constituyen una clase de aceros cuya característica más destacable es la facilidad de ejecutar con ellos operaciones de mecanizado (torneado, taladrado, fresado, etc.). Esta propiedad tiene una gran importancia cuando es necesario realizar grandes series de piezas mediante conformado por arranque de viruta, exigiéndose en estos casos operaciones de mecanizado automáticas con altas velocidades de corte. La maquinabilidad de un acero es una propiedad dificil de definir ya que no se puede identificar en virtud de un único parámetro, sino que es el resultado de una serie conjunta de características tales como, por ejemplo: - Vida de la herramienta de corte - Velocidad de producción

128


- Consumo energético - Acabado superficial Con el propósito de mejorar la maquinabilidad de los aceros es práctica corriente realizar determinadas adiciones. El método más económico consiste en añadir azufre. Aunque la mayoría de las especificaciones de aceros limitan el contenido de azufre a valores inferiores a 0.035%, con el fín de mejorar su maquinabilidad, se exigen en ocasiones contenidos de azufre de hasta 0.35%. En estos casos debe incrementarse también el contenido de manganeso con el propósito de que el azufre aparezca en forma de MnS. Las abundantes inclusiones de MnS, uniformemente distribuidas a lo largo de la microestructura del acero, lubrifican el corte y favorecen la fractura de la viruta en pequeños fragmentos, disminuyendo las fuerzas de corte y la temperatura en el contacto. La Figura 9.24 muestra la disminución ostensible de la velocidad de desgaste de la herramienta a medida que se incrementa la fracción de área de MnS. De cualquier modo, no debe olvidarse que los contenidos elevados de azufre reducen sensiblemente la ductilidad y la tenacidad de los aceros. 150

100

e

50

O

1.0

2.0

3.0

Area MnS (%)

Figura 9.24 Otro aditivo también muy utilizado para incrementar la maquinabilidad de los aceros es el plomo. El plomo, en proporciones del 0.15-0.35%, precipita como plomo libre en forma de pequeñas partículas durante la solidificación del acero. Las partículas de plomo presentes en la intercara herramienta-viruta funden a consecuencia del calor generado en el corte y, al igual que ocurría con las inclusiones sulfurosas, reducen la fricción y rompen la viruta. Sin embargo, estos niveles de plomo afectan muy poco a las

129


propiedades mecánicas del acero. La Figura 9.25 muestra cuantitativamente el efecto positivo de la adición de plomo sobre la vida de la herramienta en el mecanizado de un acero concreto. El teluro, selenio y bismuto también se utilizan con fines parecidos. 50

20

10

o 5,

+0.20%

2

+0.09%

Pb

Pb __ 80

__

100

120

140

160

180 200

Cutling speed (mlmín)

Figura 9.25 Por otro lado, se ha demostrado que la estructura férrea ideal para mecanizar corresponde a una microestructura ferrito-perlítica con 0.2-0.3% de carbono. Los aceros con contenidos de carbono inferiores son excesivamente blandos y dúctiles, de modo que durante el corte se pegan a la herramienta, mientras que los aceros con contenidos en carbono superiores a 0.3% son ya excesivamente duros y para facilitar su mecanizado es conveniente realizar sobre ellos recocidos de globulización.


130

Capítulo 10. Aceros de herramienta

10. ACEROS DE HERRAMIENTA

10.1. Introducción

Se denominan aceros de herramienta a los aceros que se utilizan en la fabricación de útiles destinados a conformar otros materiales mediante aplicación de presión (laminación, forja, extrusión, etc.), en frío o en caliente, o por arranque de viruta (placas de corte para tornear, fresar o taladrar, etc.). También se incluyen en este grupo los aceros destinados a la fabricación de moldes permanentes empleados en el moldeo de aleaciones metálicas y de plásticos, así como en la ejecución de todo tipo de herramientas mecánicas (martillos, sierras, tenazas, etc.). Teniendo en cuenta las condiciones normales de servicio de todos estos útiles, se les exigirá siempre una dureza muy elevada (siempre apreciablemente superior a la del material que están conformando) y, en ocasiones, cuando trabajan a alta temperatura, dureza en caliente. Por esta razón suelen ser aceros templados y revenidos de alto contenido en carbono, de media o alta aleación. Las normas internacionales de los diversos países suelen clasificar esta familia de ace ros en tres grandes grupos: Aceros para trabajos en frío Aceros para trabajos en caliente Aceros de corte rápido Los aceros de herramienta para trabajos en frío son los que se emplean en aquellas aplicaciones en las que el régimen de trabajo de la herramienta tiene lugar a temperatura ambiente (martillos, navajas, brocas, etc.). Las principales características que se exigen a estos productos son poseer una dureza y resistencia al desgaste muy altas y, si trabajan a base de golpes, tener una tenacidad suficiente. Los aceros de herramienta para trabajos en caliente se emplean en la construcción de herramientas que durante su servicio normal se calentarán hasta temperaturas bastante elevadas (martillos de forja, estampas, matrices de fundición, etc.). En estos casos no es necesario que los aceros tengan una dureza tan alta como los de la familia anterior, ya que al trabajar sobre materiales calientes, éstos últimos serán más blandos. Sin embargo es necesario que estos aceros mantengan siempre una adecuada dureza en caliente y, si van a ser sometidos a cambios bruscos de temperatura, se les exigirá también resistencia

al choque térmico.

131


Por último, la familia de aceros de corte rápido o aceros rápidos se emplean en la fabricación de útiles de corte o mecanizado por arranque de viruta, que garanticen unas productividades muy altas (arranque de viruta a gran velocidad). En estas condiciones de trabajo el filo de la herramienta se calienta localmente hasta alcanzar temperaturas del orden de los 600°C, en virtud del rozamiento existente en el contacto herramienta pieza. En este rango de temperaturas los aceros templados y revenidos convencionales se ablandan ya considerablemente, por lo que los aceros rápidos deben ser unos productos muy aleados, que aprovechan el fenómeno de dureza secundaria (véase apartado 6.4) para conseguir una dureza muy alta en las citadas condiciones ténnicas. La Tabla 10.1 recoge en una escala que va de 1 (bajo) a 9 (alto) los valores de las tres

propiedades fundamentales, resistencia al desgaste, tenacidad y dureza en caliente, que deben tenerse necesariamene en cuenta a la hora de realizar la selección del acero más apropiado para cada aplicación particular. Se indican también, en función del tipo de trabajo que deba realizar la herramienta (arrancar, cizallar, conformar, etc.) y de la forma de acometerlo (velocidad, espesor de la pieza sobre la que trabajan, tamaño de la serie, etc.), otras características de rango inferior deseables, tales como maquinabilidad, templabilidad, etc.

10.2. Aceros para trabajos en frío

Son los aceros que se emplean para fabricar herramientas cuyo trabajo se realiza a temperaturas próximas a la ambiente. Dado que las propiedades fundamentales que se buscan son dureza y resistencia al desgaste, se trata de aceros con un elevado contenido en carbono (nonnalmente entre 0.7 y 1.5%). La familia de aceros de herramienta para trabajos en frío más económica, pero hoy día

también la de menores prestaciones, es la de los aceros al carbono. Son productos que se utilizan tras temple y revenido a baja temperatura (lSO-2S0°C) con el propósito de maximizar su dureza, que como sabemos depende exclusivamente del contenido en carbono (la Figura 4.4. mostraba la dureza de la martensita en función de su contenido en carbono). En estos casos el efecto del tratamiento de revenido es más bien el de atenuar las tensiones residuales del temple. De este modo se emplean los aceros de menor proporción de carbono para la confección de herramientas que exijan una cierta tenacidad (martillos, herramientas agrícolas, etc.), mientras que con los aceros de

132

133

Capítulo 10. Aceros de herramienla

contenido en carbono más alto se fabrican las herramientas de mayor dureza, como navajas, limas, brocas, etc.

Illhe 1001

Thele major eharaelerlsllel are requlred In !he 1001

And Ihese mlnor

eharaelerlslles

may be requlred

Culs ............Wear resislance and reslslance lo softening effecl of heal

Grindability and loughness

Shears ..........Wear resislance and loughness

Safety in hardening and slighl dislortion

in hardenlng

Forms ..........Wear resislance

Draws ..........Wear resislance

Machinability and loughness

Slighl dislortion in hardening

Exlrudes ........Reslslance lo softening effecl of heal, loughness and wear resislance RolIs ............Wear resislance Balters ..........Toughness

Wear resislance

Under Ihele eondl1I0ns

Lighl culs, slow speeds Heavy culs, fasl speeds Thin slock, short runs Thin slock, long runs Heavy slock, short runs Heavy slock, long runs Cold, short runs Cold, long runs Hol, short runs Hol, long runs Short runs Long runs Cold Hol

Short runs Long runs Short runs

maJor propertlel lhould be

Hot

Wear

Tough-

4108

1 lo 3

1 lo 6

7 lo 9

1 lo 3

8 lo 9

4 lo 6

1 lo 7

(b)

6 lo 9

1 lo 7

(b)

2 lo 4

7 lo 9

(b)

3105

7 lo 9

(b)

4 lo 6

1 lo 7

(b)

7109

1 lo 4

(b)

3106

6109

5 lo 7

4106

6 lo 9

7109

4106 7109 4109 3106

1 lo 1 lo 1 lo

4 lo 6 7 lo 9 2 lo 4

1 lo 7 1 lo 4 7 lo 9

reslllanee

neIs

6 lo

7 4 7 9

(b) Importanl only in ho! wor1
Tabla 10.1 La limitación principal que presentan los aceros al carbono a la hora de confeccionar

herramientas es su baja templabilidad: no permiten fabricar más que piezas de pequeño espesor y recurriendo a enfriamientos bruscos en agua, por lo que existe un riesgo evidente de introducir distorsiones o incluso de agrietar estos productos durante su tratamiento térmico. La Tabla 10.2 muestra las composiciones químicas de los aceros de esta familia normalizados en UNE y la Tabla 10.3 las temperaturas de tratamiento y la dureza de estos mismos aceros en estado de recocido, temple y en su estado normal de utilización (templeHevenido). Se destaca que la dureza final de casi todos estos productos es mayor que 60 HRC. En virtud de las limitaciones que presentan los aceros de la familia anterior, hoy día se suele recurrir para estos usos a los aceros aleados. La norma UNE diferencia a su vez tres grupos de aceros, con contenidos variables en elementos como el cromo,

hantness

(b) (b) (b) 5107

(b) (b) (b)


134

molibdeno, wolframio y vanadio: los aceros resistentes al desgaste, aceros indeformables y los aceros resistentes al choque (Tabla lOA). 11)

F F 5107 F 5113 F 5117 F 5118 F 5123 F 5124 F F 5127. F 5128

C 70

0.65/0.74 0.75/0.84 0.85/0.94

C80 C90

C 102 102 V (2) C 120 120 V (21 120Cr V (21 C 140 140 C, 121

1.10/1.29 1.10/1.29 1.10/1.29 1.30/1 .50

Lo. elementol no citedOl en la

0.030 0.030

-2Cu,

-

0.10/0.35 0.10/0.35

0.40/0.70

-

0.030 0.030

0.40/0.70

con el

en l.

V

les

afectl' .Ie

que NI

er,

-

-

0.030

dal

y·

-

0.10/0.35

Iln

l.

otrO'

-

0.030 0.030 0.030 0.030

no

p., ,1 Iflno

1101

0.35 0.35 0.35 0.35 0.35 0.35 0.35 0.35 0.35 0.35

0.35 0.35 0.36 0.36 0.36 0.35 0.35 0.35 0.35 0.35

S

P

°oMn

d

exprlsa,,."te

como

como II..dOl,

II norml UNE

In II

li bien conlld"lrín como

ntl

II

Tabla 10.2 TEMPERATURAS

DESIGNACION

M'x¡",.

Oc

Du

_o

1

C 70

C 120 120V

C 140 140Ct ..

12) (31

plica

220

5 6

63

°e en

en

Incremlntl!l(

5 mm

ala

II

Ila

In r..

16) A título

210 210 215 215 215

5 5 5 5 4 5 4 5

1

..

durlu"

(51

62

190

102V

131141

12)

(1)

e80 C90

C 102

H R.

mm

H R.

HB

F F 5107 F 5113 F 5117 F511B F F F F 5127 F 5128

de

'

ti.

4 4 4 4 3 4 3

-

I

52·60 66 ·62 60·64 60·64 60·64 60·64 60·84 60·60

4

-

60·64 80·64

20

por 11

.

.. í" 11 .. hl

y reVlnldo

Tabla 10-3

La resistencia al desgaste es una propiedad tecnológica no muy bien definida al haber

diferentes tipos de desgaste pero que, de cualquier manera, está muy relacionada con la dureza: a mayor dureza, en general, mayor resistencia al desgaste. Una microestructura muy adecuada desde el punto de vista de la resistencia al desgaste consiste en una matriz dura reforzada con la presencia de un segundo microconstituyente mucho más duro, bien disperso en ella. A este respecto, los aceros de herramienta utilizan la extraordinaria dureza de los carburos. La Tabla 10.5 expone los diferentes tipos de carburos presentes en los aceros de herramienta (M representa el contenido metálico del carburo, M = Cr, Mo, V, etc.) y la Figura 10.1 la dureza de estos carburos comparada

135


con la de la martensita (fase matriz de los aceros de herrramienta). Por lo tanto, cuanto mayor sea la aleación con elementos formadores de carburos (carburfgenos) y mayor sea el contenido de carbono del acero, se incrementará la fracción de car buros y con ella su dureza. Las adiciones controladas de cromo, wolframio y vanadio que se recogen en la Tabla lOA como componentes de la familia de los aceros resistentes al desgaste responden a este principio. La Tabla 10.6 recoge las temperaturas de tratamiento térmico, el medio de temple (aceite) y la dureza mínima tras temple y revenido de estos grados de acero. 11

Nu A_

F 6230 F 6233 F 6237

F 6220 F 6227 F 6211 F 6212 F 6213 F

102WCrV6

96MnCrW6 Xl00c,MoV6 X16OC,MoV12 X2'OC"2

X21OCrW12 X21OCrMoV12

0,96/1,10 1,00/1,16 0,96/1.16

0,90/1,05 0,90/1,05 1,4611,76 1,90/2,20 2.00/2,30 1,90/2,20

0,15/0,36 0,1010,40 0.10/0,35

0,10/0,40 0,10/0.40 0,10/0,40 0,10/0,40

0,25/0,46 0,70/1,00 0,16/0.36

1,36/1,66 0,80/1,10 0,40/0,76

1,05/1,36 0,35/0,66 0,16/0,46 0,16/0,46 0,16/0,46 0.16/0,46

0,36/0,66 4,50/5,60 11,0/13,0 11,0/13,0 11,0/13,0 11,0/13,0

-

-

0,10/0,30

0,90/1,40 0,70/1,00

0,06/0,26 0,26/0,46 0,60/0,80

0,70/1,00

0,20/0,40

--

-

-

-

0,8011,10

--

1,00/1,80 1,00/1,60

-

1

...

F F F (1) Pa

6OWCrSI8 6OSlMoC,8

0,40/0,60 0,6610,65 0.56/0,62

0,80/1,10 0,80/1,10 1,70/2,20 en

101

0,15/0,46 0,16/0,46 0,70/1,00 Izúfr,

0,90/1,20 0,90/1,20 0,20/0,35

0,30/0.60

0,10/0,30 0,10/0,30 0,10/0,30

1,70/2,30 1,70/2.30

-

--

d. 0.030

Tabla 10-4 oC carbide

Laltlcelype

Orthorhombic Hexagonal Face·cenlered cubic Face·cenlered cubic Hexagonal MC

Face·cenlered cubic

Acarbide oflhe cememile (Fe3C) type. M may be Fe, Mn, Cr, wilh a little W, Mo. V. to dissolulion al higher temperalUres. Hard Moslly found in Cr a1loy sleels. and abrasion Found as a producl oftempering high·speed sleels. Presem in high·Cr sleels and aH high·speed steels, The Cr can be replaced wilh Fe yield carbides wilh Wand Mo. AW· or carbide, May conlain moderate amoums of er, V, Ca. Presem in a11 high·speed sleels. EXlremely abrasion resistant. lype. Appears after tempero Can dissolve a W· or Mo·rich carbide ofthe considerable amounl ofCr. V·rich carbide. Resisls dissolulion. Small amoum ¡hal does dissolve reprecipitales on secondary hardening.

Tabla 10.5

La segunda familia de aceros para trabajos en frío que se recoge en las Tablas lOA y 10.6 es la de los aceros indeformables. Se trata de unos aceros de muy alto contenido en carbono y cromo, a los que también se añade, en proporciones menores, otros elementos formadores de carburos como el wolframio, molibdeno y vanadio. Al ser aceros bastante más aleados que los del grupo anterior, su templabilidad es mayor (admiten temple en aceite o incluso al aire).


136

3000

2500 2000 N

o

> 1500

e

1000 500 O

2400 2200 2000 1800 1600

c:

1400 1200 1000 800 600

ve

Matrix,

high-spead

steel

Malrix.

carben slael

Figura 10.1

_. F F F F F 5227 F 5211 F 5212 F 5213

llIlO

180·210

80

880

180·210 180'210

61 61

770- 810

180·210

970-1010

180·210 180-210 180-210

80 61 80 61 61 80

800·

Xl00crMol/6 X X210Cr12 X21OCrW12

020

160-210 160·210

F F F

.6WCrSI8

880· 670-

6OSIMoCr8

alr.

160· 210 180·210

160- 210

Tabla 10.6

"'o

57


137

El nombre que designa a esta familia de aceros se basa en que apenas sufren deformación alguna en el tratamiento de temple y revenido, por lo que se trata de unos aceros muy apropiados para la ejecución de matrices y troqueles con formas complejas e intrincadas. En el apartado 4.4. se había justificado la aparición de tensiones residuales motivadas por el aumento de volumen que tenía lugar en la transformación microestructural típica del temple, mientras que las variaciones volumétricas en el revenido son más complejas ya que, por un lado, la precipitación de carburos desde la martensita sobresaturada tiene lugar con contracción y, por otro, la transformación de la austenita retenida induce una expansión. De este modo, es posible compensar las variaciones dimensionales de todos estos cambios microestructurales de manera que en conjunto apenas ocurra alteración dimensional alguna. A modo de ejemplo, la Figura 10.2 presenta la pequeñísima variación dimensional que experimenta a lo largo de las direcciones longitudinal (L), transversal (W) y normal (T) -RD es la dirección de deformación previa al tratamiento térmico- un acero indeformable durante el tratamiento de revenido. Las diferencias que se observan entre las tres direcciones deben atribuirse a la existencia de segregación y/o la aparición de una determinada textura de conformado. 0.003 0.002

T

E

E

-

w

0.001

c:

c:

T

o

al

E

-20

95

205

315

425

540

650

Tempering temperature. oc

Figura 10.2

Tal y como ya se expuso en el apartado 3.3, los altos contenidos en cromo típicos de estos grados modifican sensiblemente el diagrama de equilibrio hierro-carbono. Las Figuras 10.3 y 10.4 muestran respectivamente el diagrama hierro-carbono modificado por la adición de 5% y de 13% de cromo. Ambos diagramas muestran el carácter alfágeno del cromo (disminuye la región de estabilidad de la austenita a medida que aumenta el contenido de cromo), así como la existencia de diferentes tipos de carburos


138

mixtos de hierro y cromo. Por otro lado, si se toma el contenido de carbono de estos aceros que se expuso en la Tabla lOA, se aprecia que en la austenización previa al temple, que recomienda la Tabla 10.6 (

no se consigue la austenización

completa sino que se alcanza una región en la que coexiste la austenita con una cierta fracción de carburos aún no disueltos. Nótese también que, con objeto de conseguir una dureza tras temple suficiente, es necesario incrementar de manera importante el contenido en carbono de estos aceros, ya que debido al carácter alfágeno del cromo el máximo contenido en carbono de la austenita (y consecuentemente el de la martensita) disminuye considerablemente en relación al que presentaría en los aceros al carbono (véanse las Figuras 10.3 y lOA). 1535 L+a

1480

A-A 5%

\

1425

Cr

L+ a + y

1370 1315

V a+y

1260

-I-L+ (Fe,

L+y

Cr)3C

y+ L

+ (Fe,

1205 ..

,

1150

_

I

......

'1

1095

I

Ql

1040 E Ql

\\ \

:tt----+---t---__+_- 1500

Y+ (Cr,

1490 a+y

__+_--I--,lt----+---t---__+_-

y

1480

1-

980

y+ (Cr,

I

-+---+--t----f----f--

Y+ (Fe, Cr)3C

\

870

(Cr,

a+y+(Cr, Feh C3

815

I V y + '(Cr,

--

(Cr,

\

1470

\

925

--

y+ (Cr,

1460

I

I

1450

Fe)23C S

a+y 1-

1440

+

\

O

760

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

1

a+ (Cr,

705 a + (Cr, Fe)7C3

I O

I

I

I

I

I

a + (Fe,

+ (Fe, Cr)3 C

I 2

3

I I a + y + (Fe, Cr)3C -

4

11

I

5

Carbon, %

Figura 10.3 No debe olvidarse por otro lado que cuanto mayor sea la dureza (resistencia al desgaste) de un acero su tenacidad disminuye y su conformado (forja, mecanizado, etc.) es también más dificil. La última familia de aceros para trabajos en frío que se recoge en las Tablas lOA y 10.6 es la de los aceros resistentes al choque, utilizada en la confección de herramientas utilizadas en minería, perforación de rocas y otras accciones que generen choques

-

139


repetidos en el curso de su servicio normal. De acuerdo con los datos que recoge la Tabla 10.4, son los aceros para trabajos en frío que tienen un menor contenido en carbono (más tenaces). 1535 1480

I

/ L+ 1\

SecUon s-s 13% Cr

1425 1370 L

1315

L + (Cr.

L+y

1260

1205 1150

/

I L + + (Cr, Fe)7C3

1095 E 1-

1040

7

)/ + + (Cr,

980

+ (Cr,

X /

925

I

1

y+ (Cr,

I

870

(Cr,

I

+ + (Cr,

815

+ (Cr, Fe)7C3 + (Fe,

+ (Cr, I

Fe)7C3

\

760 + (Cr,

705

+ (Cr.

I

(Cr,

o

-,

+ (Cr, I

I

+ (Cr,

+ (Fe.

-

I

1

I

I 2

3

4

Carbon, %

Figura 10.4

Otro efecto de la presencia de elementos de aleación en el diseño de aceros de herramienta es el de limitar el crecimiento del grano de austenita durante la austenización previa al temple. Mientras en los aceros de construcción es la presencia de AIN la que limita este crecimiento, en los aceros de herramienta los carburos actúan de manera idéntica. A mayor contenido en elementos de aleación carburígenos mayor será la fracción volumétrica de carburos y más importante será este efecto. De cualquier manera, al sobrepasar determinadas temperaturas (que dependen de la estabilidad de los carburos mayoritarios), tiene lugar la coalescencia de los mismos y finalmente su redisolución en la austenita, momento en el que el efecto afinador de grano desaparece. La Figura 10.5 muestra el aumento del tamaño de grano con la temperatura de austenización de diferentes aceros: cuanto más aleado es el acero de herramienta mayor


140

es su resistencia al crecimiento de grano. Nótese la presencia de vanadio, utilizado como afinador de grano, en muchos de estos grados de acero. Temperatura, oC 1000 1100

900 3

.1

4

1200

1300

/

I 5

/

¡ .

I

.1

7

I

/

8 //

9

10 1400

/ .

cr

1600

/.,

/

I

6

I

,/

!

I

1/

_

1

1800

2000

-

2200

2400

°F

Figura 10.5

10.2.1. Acero Hadfield Recibe este nombre, en recuerdo de su descubridor (Robert Hadfield, 1882), un acero de herramienta para trabajos en frío que muestra una gran resistencia al desgaste. Se trata de un acero con una composición típica basada en un contenido en carbono de 1.2% y 12-13% de manganeso, de microestructura austenítica, que combina una alta tenacidad con una gran capacidad de endurecimiento por deformación que, a su vez, se traduce en una respuesta muy buena ante acciones de desgaste.

El manganeso es un elemento gammágeno tal que en los contenidos habituales del acero Hadfield desplaza el punto eutectoide del acero hasta una temperatura de 600°C y un contenido en carbono en tomo a 0.4%. De acuerdo con la Figura 10.6 al calentar este acero por encima de lO00°C se obtiene una microestructura completamente austenítica que, tras enfriamiento brusco (temple en agua), no se modifica, ya que la misma figura refleja que la temperatura Ms correspondiente a esta composición química es muy inferior a la temperatura ambiente. Este acero autenítico muestra unas propiedades mecánicas inusuales caracterizadas por un límite elástico relativamente bajo (en tomo a 350-400 MPa), una elevada resistencia a la tracción (sobre 850 MPa) y un alargamiento excepcional (por encima del 40%). Como ya se indicó, el acero Hadfield tiene una capacidad de endurecimiento por deformación en frío tal que permite pasar de una

Capítulo 10, Aceros de herramienta

141

dureza inferior a 2üHRC (tras temple) hasta alcanzar de este modo durezas superiores a 4üHRC (parte de este endurecimiento es debido a la transformación parcial de la austenita deformada plásticamente en martensita, ya que la deformación plástica desestabiliza la estructura austenítica). Se utiliza principalmente en la elaboración de herramientas utilizadas en el movimiento de tierras y la manipulación de rocas minerales (quebrantadoras, placas de revestimiento de molinos, palas, dientes, etc.); también se utiliza en la elaboración de cruzamientos de vía, especialmente cuando durante el servicio, estos elementos se ven sometidos a fuertes impactos. 11

1000

900

-

Austenite + carbide

800

700 0.6

0.8

1,0

1.2

1.4

Carbon, %

24

20

o

+ E at room temperature + martensite + E at 195 · yat-19 5°C + martensite aboye -195

\

.

· ··

Standard austenitic manganese steels

· 8

4

2.0 Carbon contento %

Figura 10.6 Esta familia de aceros austeníticos muestran también una respuesta muy particular ante cualquier calentamiento que pudiera tener lugar tras el temple ya que, de acuerdo con la Figura 10.6, se produciría la precitación de carburos y el acero se fragilizaría de manera notable. Como regla general estos aceros no deben calentarse nunca por encima de


142

260°C (véase la Figura 10.7 correspondiente al acero 1.2%C-13%Mn-0.5%Si, que ha sido previamente austenizado a 1095°C durante 2 horas y templado en agua). Por otro lado el empleo de un enfriamiento lento tras la solubilización por encima de lO00°C daría lugar a una microestructura perlítica (en lugar de austenítica), más blanda y tambén menos tenaz. 500 o .i

400 E

300 a: 10

100

1000

10000

Time at temperature, h

Figura 10.7 10.3. Aceros para trabajos en caliente

Los aceros para trabajos en caliente son los de menor contenido en carbono de la familia de aceros de herramienta, dado que al trabajar sobre materiales calientes (y por lo tanto, blandos) no se les exige una dureza tan alta como a los del grupo anterior. Por otro lado, son siempre aceros bastante aleados con el propósito de evitar el rápido descenso de dureza y resistencia que tiene lugar en el calentamiento de los aceros (véase Figura 6.1). Bajo este aspecto, los elementos carburígenos son los más eficaces debido a la estabilidad y dureza de los carburos metálicos. La norma española divide los aceros de esta familia en tres grupos: aceros resistentes a

los choques mecánicos, aceros resistentes a los choques térmicos y aceros resistentes al desgaste a temperatura elevada. La Tabla 10.7 muestra las composiciones químicas y los datos tecnológicos de todos estos grados de acero. El subgrupo de aceros resistentes a los choques mecánicos está constituído por aceros de baja aleación (porcentaje de aleantes -Cr, Ni, Mo, V-inferior al 5%). Son los aceros más baratos y menos resistentes térmicamente pero también los más tenaces de la familia, ya que al estar menos aleados también tienen fracciones menores de carburos frágiles. Se suelen utilizar en aquellos trabajos en los que la temperatura de la herramienta no sobrepasa los 400°C. Los aceros resistentes al choque térmico son aquellos que por el hecho de tener que resistir bruscos cambios de temperatura tienen su composición química ajustada con el

143


fin de minimizar los cambios volumétricos asociados a los mismos y minimizar de este modo los riesgos de agrietamiento en servicio. Por otro lado su bajo contenido en carbono garantiza una tenacidad suficiente para que no se produzca su rotura ante solicitaciones térmicas importantes. Se trata de aceros muy empleados en la fabricación de martillos para forja, matrices de estampación, cizallas para corte en caliente, etc. Qu{ml

O"',n · · lón

··

F F F 6307

F 5313 F5317 F 5318

0.40/0.60 0.35/0.45 0.60/0.60

4ONICrMoV15 55NiCrMoV7

3OCrMoV12 0.32/0.42 0.35/0.45

X4OCrMoV5

0.30/0.80 0.10/0.40 0.10/0.40

0.50/1.60

0.10/0.40

0.15/0.45 0.25/0.55

0.65/0.96

0.90/1.20

1.70/2.00 0.95/1.25

0.40/0.60 0.30/0.60

2.50/3.50 4.50/5.50 4.60/5.60

2.60/3.00 1.20/1.70 1.20/1.70

-

3.60/4.10

-

-

--

0,30/0.60

-

.1 F5323

0.15/0.45

10001101

111

contenido

2.50/3.50

f6doro y .zúfr.

.

di

Our... HRC ll)

Modio d. d.

F 5303 F 5305 F 5307

35CrMo7 4ONICrMoV15 55NICrMoV7

210 270 240

F 6307 F5317 F 5318

X37CrMoV5

230 240 240

X4OCrMoV5

-

8.60/9.60

··

Simb6U

F5323 111 Dur.z..

0.30/0.50

810· 850

400·600

28· 37

830· 830·

400·600 400·600

30·45 30·45

870

870

1020· 1 060

550·700

1000·1040 1000·1040

550·660 500 ·650

1150·1 lOO

550·700

o

39· 52 o alr.

o 1...

o

39· 52 39· 52 39·52

V

Tabla 10.7 presencia de contenidos importantes de cromo y molibdeno, junto con vanadio posibilita su utilización hasta unos 600°C con una pérdida mínima de propiedades mecánicas. Los grados más aleados son aceros de temple al aire, que se revienen a temperaturas próximas

las máximas de uso. Nótese además que estos grados a pesar

de ser aceros de temple al aire, a veces requieren el uso de medios de enfrimiento más severos (aceite o sales) con el fín de disminuir la cantidad de austenita retenida tras el temple.

Figura 10.8 presenta, a modo de ejemplo, las curvas de transformación

isoterma de un acero de esta clase, H13 (similar al F-5318). Nótese la clara separación entre las curvas perlfticas y bainíticas de este acero y la existencia de una curva discontinua que indica el inicio de la formación de una fase proeutectoide, consistente en un carburo rico en vanadio que también contiene cantidades no despreciables de molibdeno y cromo.

144

Capítulo 10. Aceros de herramienta 815

,

,

1

760

..

705 650

. ..

595

540 -

-

480

..

Type H13

.. . .

oc

'

Austenilizing temperature, 1010 Critical temp. (Acll. 850°C

.

Prior condition, annealed

425 11

370

10%

Ms

E 315

20%

260

40%

1

.'

I

50%

II

..

80%

95%

205 150

Vinual ending

95

Seconds

Minutes

I

Hours

1 1.52 3456 61015203045601.52 3456 61015203045601.52 3456 6101520304560 Time

Figura 10.8 La última composición química que se presenta en la Tabla

caracterizada

principalmente por unos contenidos elevados en wolframio y cromo, corresponde a un acero que manifiesta una excelente resistencia al desgaste a temperatura elevada. Nótese la alta temperatura de austenización previa al temple de este acero, cercana a 1200°C, (véase de nuevo la Tabla 10.7). La Figura 10.9 muestra el corte isotermo a 1200°C del diagrama ternario Fe-W-C y la situación de algunos aceros de este grupo. El acero F 5323 que se corresponde con el denominado H21 en esta figura mostraría una microestructura totalmente austenítica a la temperatura de temple. Por otro l ado, la Figura 10.10 presenta las curvas de transformación isoterma de este mismo acero, caracterizado por la facil formación de un carburo proeutectoide tipo M 6C (Fe4W 2C, Fe3 W3C), su alta templabilidad y una alta temperatura Ms (y consecuentemente baja proporción de austenita retenida en el temple), en virtud del bajo contenido en carbono del acero. 10.4. Aceros de corte rápido Esta familia de aceros de herramienta se utilizan en la fabricación de elementos de corte de tornos, fresas, etc. para garantizar un servicio eficiente bajo altas velocidades de corte. La problemática asociada al uso de altas velocidades de corte reside en el fuerte calentamiento local que sufre el filo de la herramienta

a consecuencia de la

fricción entre pieza y herramienta. Estas temperaturas tan altas reducen la dureza del

145


acero y el rendimiento de la operación caería. Para evitar este problema se utilizan aceros con una elevada proporción de elementos carburígenos que, aprovechando el fenómeno de dureza secundaria (apartado 6.4), mantienen íntegras sus propiedades mecánicas hasta esta gama de temperaturas. La Tabla 10.8 presenta las composiciones químicas y los datos tecnológicos de los aceros rápidos normalizados en UNE, clasificados en tres familias: aceros rápidos al wolframio, al molibdeno y al molibdenocobalto. 40

0.4

1.6

1.2

0.8

%

Figura 10.9

.

1095

980

870

760

650

.. .

'

Type H21

1-

1\

oc

"

Austenllizing temperature, 1150 540

9HRC

II

.

"

E 1-

425

205

-- 80%

M s

315

.

I I

15%

95%

40% 95%

49 HRC

Virtual endlng

50.5 HRC

100% 95

I I

Seconds

Minutes

11.52345681015203045601.52345681015203045601.52

Hours 34568101520304560

Time

Figura 10.10 Los aceros rápidos al wolframio son los más clásicos. Los aceros al molibdeno surgen al sustituir aproximadamente dos partes de wolframio por una de molibdeno sin apeans variación en las propiedades del acero. Finalmente, los aceros rápidos al cobalto, que son los de mejor rendimiento, contienen cantidades importantes de este elemento, que a


146

diferencia del resto de los aleantes presentes en estos aceros no forma carburos sino que aparece en solución sólida en la austenita y en la martensita, mejorando la dureza y la resistencia en caliente de estos constituyentes. La Figura 10.11 da cuenta de la variación de la dureza en caliente con la temperatura de aceros rápidos con diferente contenido en cobalto. DESIGNACION oon AISI pldol .1

F·5563

-

0.1310,83

3,50/4,60

11.20/18.10

0,16/0,85 0,1610,86 1,20/1,36 1,40/1,66

3,6014,50 3,60/4,50 3,60/4,60 3.80/4,80

11,20/18,10 11,20118.10 9.00/10.50 11.50/13.00

0,6010,80 1.00 121 3.2013,90 0,10/1,00

0,80/1,20

TI

6,30

1,10/1,60 1.30/1,80 3.00/3.60 4,1616,65

T4

9,50/10,50 9,50110,60 4.10/ 6.20

T6

-

T 16

r¡pldo · ·1mollbdlno

F·5606 2·g.2

0,82/0,92

3,5014,60

6,10/6,10

4,6015,30

1,10/2,20

1,15/1,30 0,95/1,05

3.60/4,50 3,50/4.50

5,10/6,10

4,60/5,30 8,20/9,20

2.1013,20 1,50/2.20

1,50/2,10

M2

-

M3

M1

"pidos II

F·5611 F·5613

2·g.2·8

F·5611

2·1().1·8

0,85/0,96 0,85/0,95 1,05/1 ,50 1,051\,20

... todos 101

101

imol

3,50/4,60

1,10/2,20

8,00/ 9,00

1,1512,06

1.16/8,16

M34

3,60/4,50 3,50/4.50 3,50/4,50

5.10/6,10 6,40/1,40 1.30/1,80

4.10/ 5,40 3,50/ 4.20 9,00/10.00

1,10/2.20 1,10/2.20 0,90/1.40

4,10/5.20 4,50/5.30 1,50/8,50

M 35 M 41 M 42

SI,

P y S serin

0.40

0,030 y O.OJO

21 Opcion.l.

DE810NACION

Dunu

Oc

·

Dur. . limpio

HB

mln.1f

. .OI

F·5520 F·5530

1

O

210

1280-1300

290 290 290 280

1280-1300 1280-1300

1210 -1250 1220-1280

550 - 580 550 - 580 650 - 580 - 570 - 610

lCel,e

i

64

T 1 T 4 T5

1e.1t.

65 66

T15

lCelt.

63

le,ite

64

teelte 1e.1I. le.lte

63 63

· · 1molibdeno

F·5601

F·5613

2·g.2

2·g.2·8 2·\().1·8

290 290 280

210 290 260 260

1190-1230

530-560

1200-1240

540

1 180

1 220

1180-1280 1200- 1 240 \180-1220

\ 180

1 220

610 - 610

540 - 610 - 610 640 - 510 620 660

Icelte Icelte le.lte

63

M 2 M3 M1

64

M 36

65 66

M41 M 42

Tabla 10.8 La Figura 10.12 muestra la evolución de la dureza durante el tratamiento de revenido de

diferentes grados de aceros de herramienta. La curva denominada "clase 1" corresponde a un acero al carbono o de baja aleación y da cuenta del progresivo ablandamiento que normalmente tiene lugar en el curso del revenido (véase capítulo 6). La clase 2 corresponde a un acero para trabajos en frío de media o alta aleación; en este caso el mayor contenido en aleantes ha retrasado el ablandamiento del acero hasta temperaturas más altas. La clase 3 representa un acero rápido (con alto carbono y muy aleado) y da cuenta del fenómeno de dureza secundaria típico de los mismos. Con esta familia de


147

aceros no solo se consigue retrasar el ablandamiento, sino que tras un revenido a alta temperatura se obtiene una dureza similar a la de temple. Por último la clase 4 representa a los aceros aleados para trabajos en caliente, que también exhiben endurecimiento secundario en el revenido, pero en virtud de su inferior contenido en carbono, su dureza es claramente inferior a la de los aceros rápidos en todo el rango térmico. En la misma figura se presenta también la evolución de la dureza en el tratamiento de revenido del acero TI (equivalente al F-5520): la dureza de este acero apenas varía hasta temperaturas próximas a 600°C en virtud de la precipitación de grandes cantidades de carburos aleados que tiene lugar en el curso del revenido. 600

400

al

c:

200

%Co o T1 T4 · T5 o T6

o

5.0 6.7 12.0

o 540

650

760

Testing temperature,

oc

Figura 10.11

__

1

.,

,

--....

\

".

Class 2

.

\

\ \

\

\

......

Class 4

···· ._.-.-........ ....

Q)

\ \

.

....

"" "

", ....·

....

.··.....· .... '

..

. ·.·

'. Tempering temperature Tempering parameter, T(c + log t)

Figura 10.12

\

148

Capítulo 10. Aceros de herramienta 68

64

\

1--

/

\

2 60

c:

56

1\\\

'Type T1 (0.70% Cl

52

No.

Quench lemp., oC

-1

48

-

AQ

1260 1315

3 I

\'

1205 2

I

I I

95

\

I

205

315

425

540

650

Tempering temperature, oC

Figura 10.12 La Figura 10.13 presenta el diagrama de equilibrio más representativo de la familia de aceros al wolframio. Representa la sección vertical del diagrama cuaternario Fe-W-Cr-C para contenidos respectivos de wolframio y cromo de 18 y 4%. Esta figura muestra también, por un lado, el rango normal de contenido en carbono de estos grados y, por otro, el rango habitual de temperaturas de austenización empladas industrialmente. En el enfriamiento de estos aceros desde el estado líquido se forma, en primer lugar, ferrita (a), luego austenita (y) y la solidificación termina por reacción eutéctica dando ferrita,

austenita y carburos aleados. Al continuar el enfriamiento en fase sólida desaparece la ferrita y queda una microestructura de austenita y carburos

M6C, siendo M, wolframio y molibdeno). Además, el vanadio aparece como VC. Debe remarcarse que de acuerdo con la Tabla 10.8 los aceros con mayor contenido en vanadio (F-5553, F5563) tienen también un contenido en carbono superior al resto, ya que debido a la gran afinidad del vanadio por el carbono, de otra manera la austenita quedaría con un contenido en carbono bajo y daría lugar a una martensita demasiado blanda. La presencia del constituyente laminar eutéctico (fase matriz) rico en carburos fragiliza notablemente la aleación de manera que, con el propósito de mejorar sus propiedades mecánicas, estos aceros son fOljados en caliente con el propósito principal de dispersar y globulizar los carburos eutécticos.

149


1600

1200 1085 oc

a. E 1000

800

I 600

o

0.4

0.8

1.2

1.6

2.0

Carbon, % Kuo modlllcalion (Rel 3. 4) Goldschmldl modiflcallon (Rel 5)

/////// N ormal he allrealmen l range Normal composition range

Figura 10.13 La Figura 10.14 expone las curvas de transformación isoterma del acero TI (equivalente al F-5520, temperatura de austenización: 1290°C), y muestra la alta templabilidad de estos aceros, que permite utilizar con ellos el temple al aire. Sin embargo suele utilizarse un medio refrigerante más severo (aceite) para disminuir la cantidad de austenita retenida en el temple (la misma figura muestra que a temperatura ambiente quedaría todavía sobre un 20% de austenita residual y que por mucho que disminuyeramos la temperatura, temple subcero, nunca lograríamos transformar completamente la austenita) y también para disminuir la precipitación de carburos proeutectoides (linea discontinua del diagrama). Sobre la Figura 10.12 también se puede apreciar que la dureza inmediatamente después del temple y también tras temple y revenido depende de la temperatura de austenización previa: al aumentar la temperatura de austenización, los carburos primarios se redisuelven más en la austenita y entra más carbono en solución sólida en esta fase, de manera que la dureza de la martensita también aumenta. Por ejemplo, la Figura 10.15 muestra la variación del porcentaje de carburos en función de la temperatura de austenización de un acero rápido (T2) y de un acero para trabajo en

150


frío (W1), sobre la que se señala al mismo tiempo el rango habitual de temperaturas de austenización y el porcentaje final de carburos en la microestructura de temple. 76o

, (

Proeutectoid

650

::

100% 90% 70% 50% 30%

54o

425 0% 10% 20% 315

E

(

60%

205 40% 50% 60% 70%

95

80% 85% 90%

-20

92%

-130 No futher -240 0.01

I

I 0.1

1.0

10

100

Time. h

Figura 10.14 Temperatura, oC

900 1000 1100 1200 1300 36

Type AISI

34

32

% W% -

Si % Mn 1.27 0.20 0.36 0.82 -

%0

110 Wl

611 T2

17.92 0.40

I

er 0.19 0.03 4.23 2.02

31

28

26 24 Type 611 high

22

slsel

20 o

18

>

e

16

14 12

\ \

Usual austenillzing ranga

1'1

\

10 8

I

1

Typa plain carbon slsel

.;

6 4

.

2

O

','

1200

1400

1600

1800

2000

annaalad Austenitlzing temperature, 'F

Figura 10.15

2200

2400

151


Después del temple de estos aceros se obtiene una microestructura formada por una proporción importante de carburos primarios

martensita

yaustenita

Estos aceros en esta condición son muy duros, pero frágiles, quedan

retenida

con unas fuertes tensiones internas y son dimensionalmente ihestables. El tratamiento de revenido de los aceros rápidos, que se realiza entre 540 y 580°C, tiene la misión de aliviar las tensiones internas, reducir la fragilidad y estabilizar microestructuralmente el acero sin apenas disminuir su extraordinaria dureza, para lo que se aprovecha el fenómeno de dureza secundaria (Figura 10.12). En el curso del calentamiento de revenido ocurre la precipitación de carburos desde la austenita sobresaturada y esta austenita de menor contenido en carbono y con menos aleantes (mayor temperatura M s) se transforma total o parcialmente en martensi ta en el enfriamiento subsiguiente. La precipitación en el revenido que origina el fenómeno de dureza secundaria depende tanto de la temperatura y tiempo de austenización previos al temple, que determinan la sobresaturación de la martensita, como de la temperatura y tiempo de revenido. Así, la Tabla 10.9 muestra la variación del contenido de austenita retenida de un acero rápido al molibdeno (M2), templado desde 1220°C, con el tiempo de revenido a 565°C: se observa la disminución del contenido de austenita retenida y el aumento de la dureza del acero al incrementar el tiempo de duración del primer y segundo revenido. TolIl Umllt

1050 °F

"1,

2 min ....... 37 6 min .......32 15 min .......25 30 min .......19 1 h ..........15 2V2 h ........10 5 h .......... 9 10 h .......... 8

IIIrdn.... 60.8 62.8 64.1 64.9 66.0 66.3 66.1 66.0

e

e 32 19 10 4 2 1

o

62.4 65.1 65.8 66.2 65.8 65.1 64.6

"l. 19 9 2

o o o

...,

e

65.1 65.8 66.4 65.7 65.2 64.0

Tabla 10.9 De cualquier manera, la misma tabla refleja que tras un primer revenido no ha sido posible eliminar completamente la austenita retenida del acero a pesar de haber utilizado largos tiempos de mantenimiento (hasta 10 horas), lo que sin embargo ya se logra al realizar un segundo tratamiento de revenido durante 10 horas a la misma temperatura. En estos casos es preciso finalmente realizar un tercer revenido con el propósito de revenir y eliminar las tensiones residuales de la martensita originada en el enfrimiento


del revenido anterior. De acuerdo con los datos de la Tabla 10.9 después de tres revenidos a 565°C con una duración de 2.5 horas cada uno, se logra l ogra eliminar por completo la austenita retenida y al mismo tiempo se obtiene una dureza final de 6 5.7 HRC. La repetición del tratamiento de revenido dos y tres veces es práctica habitual en

el tratamiento térmico de estos aceros.

152

Capítulo 11. Aceros inoxidables

11. ACEROS INOXIDABLES

11.1. Introducción

Los aceros que se han descrito en los capítulos anteriores tienen un mal comportamiento frente a la corrosión, no solo en presencia de medios muy agresivos sino incluso ante ambientes no especialmente activos como es por ejemplo la atmósfera normal. Se denominan entonces aceros inoxidables a un gran e importante grupo de aceros cuya característica más representativa es la de mostrar un excelente comportamiento ante la corrosión atmosférica y ante la acción de otros medios bastantes más agresivos. La resistencia a la corrosión de los aceros inoxidables se basa en la adición de cromo en un porcentaje superior al 12%. 12%. El cromo es un elemento elemento químico que tiene una gran gran afinidad por el oxígeno, de manera que cuando un acero alto en cromo se pone en contacto con un medio oxidante, este elemento se oxida preferentemente, se forma una de cromo (Cr 20 3), impermeable e capa superficial muy fina (10-30 Á) de óxido de cromo invisible, que pasiva al acero y detiene deti ene inmediatamente el proceso 9orrosivo. La Figura 11.1 cuantifica la penetración de la oxidación al cabo de 8 años de exposición de aleaciones de hierro con diferentes contenidos en cromo en distintos ambientes atmosféricos: rural, industrial y marino. Se destaca el hecho de que la corrosión del acero en ambientes rurales e industriales desaparece a partir de aproximadamente 12% de cromo, mientras que para contenidos en cromo mayores de 15% la corrosión también se detiene en contacto con atmósferas at mósferas marinas. Los datos correspondientes por ejemplo a un 10% de cromo permiten diferenciar di ferenciar la agresividad de las atmósferas citadas. Dado que todos los aceros inoxidables contienen cantidades de cromo por encima del 12%, vamos a comenzar por presentar en la Figura 11.2 el diagrama de equilibrio Fe-Cr. El cromo es un elemento alfágeno, de tal manera que al incrementar el contenido de cromo del acero se reduce el dominio de estabilidad del hierro y y a partir de aproximadamente 13% de cromo, la ferrita es la única fase estable desde la solidificación de la aleación hasta temperatura ambiente. La adición de cromo al hierro crea un zona restringida en la que es estable el hierro y (bucle y), que lógicamente en los aceros tendrá una extensión mayor o menor en función del contenido en elementos intersticiales, carbono y nitrógeno (recuérdese que ambos son gammágenos). La Figura 11.3 muestra la situación de la linea que delimita las zonas (y+a)/a para diferentes contenidos de intersticiales. Estos diagramas nos permiten ya diferenciar las importantes

153

1.54


familias de aceros inoxidables martensíticos y ferríticos. Los aceros inoxidables martensíticos son aquellos que pueden ser calentados hasta el dominio y y después, tras un enfriamiento brusco (temple), se podría obtener una microestructura totalmente martensítica (0.11 %C-0.020/0N-150/0Cr, por ejemplo). Por el contrario, si el contenido de cromo es superior al anterior o el de intersticiales inferior, la ferrita es la única fase estable en todo el rango de temperaturas y el acero inoxidable será ferrítico (0.11 %C0.020/0N-250/0Cr, 0.0040/0-0.OO20/0N-150/0Cr, por poner dos ejemplos relacionados con el anterior). 175

o I

Severe marine Severe marine

150

125

125

o Se1mirural

100 E

.

75

50

1\

50

25

-

25

o

10

O

15

25

20

O

30

O

10

Chromium content,

20

15

Chromium content,

Figura 11.1 Chromium content,

,

20

1800

40

30 I

,

50

60

,

,

oC

70

80

90

I

L 1600

oC, 21%

"

1400 (a-Fe,Cr) 1200

(y-Fe) Ql

E

1000

17

oC

Ql

800

I

·..

77 OoC 600

'" .". '" .". Curie/ ·. ·.

-

821 oC, 46%

...

...... \

20

30

40

....

475 oC

I

--

400

Fe

-

50

Chromium content,

Figura 11.2

60

70

80

90

Cr

25

30

155


a::

1200 1100

a::

1000 900 800

o

20

15

o

25

5

15

25

20

CHROMIUM,

Figura 11.3

La tercera familia importante de aceros inoxidables son los de microestructura austenítica. Estos aceros se caracterizan por una adición importante de niquel, que es un elemento gammágeno, cuyo efecto es contrario al del cromo, es decir, la adición de niquel aumenta el rango térmico de estabilidad de la austenita. El diagrama de equilibrio Fe-Ni se muestra en la Figura 11.4: las aleaciones de hierro con contenidos en níquel superiores superiores al 30% son totamente austeníticas a temperatura ambiente ya que la transformación de la austenita en ferrita es muy lenta a temperaturas t emperaturas inferiores a SOO°C (linea discontinua en el diagrama) . Sin embargo, la presencia de cromo retarda aún más esta transformación, de modo que una aleación con 18% de cromo y 8% de níquel es totalmente austenítica desde temperatura ambiente hasta la temperatura de fusión. oc

15 50 1500 1455"

1450 1400

!

,

I

-

800 770·

I

,I

i

" I

....

,

,

700

..-/-.

600

o 5

o

, la·Fe)

I

l·,

I

400 .

I 80 Weight Percentage Nickel

Figura 11.4

90

Ni


1.56 CHAOMIUM, % O 40 30 20 10

30 20 10

O 30 20 10

60% Fe

O

20

70% Fe

O 80% Fe

y

O 90% Fe

y y

a+y

,

,

600

1 I

1

\

I

,a+y

, a+y

500

I I

400

I

I I I

300

200

10 20 30 40 50

\

\ \

I

O

\

\

,I

O

\ \

\

I I

100

I

\ \ \

10

20 30 40

O

\

\

\

\

\

\ \

\

\

10 20 30

O

10 20

O

10

NICKEL, %

Figura 11.5 Las diferentes familias de aceros inoxidables se pueden visualizar conjuntamente en el bien conocido diagrama de Schaeffler, Figura 11.6 (su validez se limita a las operaciones de soldeo), que representa la microestructura estable en función de la composición química del acero, expresada a través de los equivalentes en cromo y en niquel, definidos en los ejes de la figura. Obsérvese que los principales elementos estabilizadores de la ferrita son, aparte del cromo, el molibdeno, silicio y niobio, mientras que los estabilizadores de la austenita son, aparte del niquel, el manganeso, carbono (y nitrógeno). 28

V

26

1

AUIleni'e 22

. .

V

20

V

18 16

A+M

V

+

V

·

.!

o

V

..

A+F

I

I

I

10

\

8 '6

Marlenlile

I

\

u

Fe"il.

F\

+

00

6

V Ch,amium Equivalen!

le

20

Figura 11.6


157

11.2. Aceros inoxidables martensíticos

La familia de aceros inoxidables martensíticos está constituída por unos aceros susceptibles de endurecimiento por tratamiento térmico (temple). La Tabla 11.1 presenta las composiciones químicas y las propiedades mecánicas fundamentales de los diferentes aceros de esta familia normalizados en AISI. Tomemos como base el acero 410 por ser el más característico de la serie. La Figura 11.7, que muestra el diagrama de equilibrio hierro-carbono modificado con un 13% de cromo, permite ver que al calentar la aleación con 0.15-0.20% de carbono en torno a los 1()()()OC se obtiene una estructura totalmente austenítica, que puede ser templada para su transformación en martensita, tal y como se

puede apreciar sobre la Figura 11.8, correspondiente a las curvas de

transformación isoterma del acero 410 austenizado a 980°C. Todos estos aceros tienen una alta templabilidad de manera que admiten el temple en aceite o incluso al aire. Resulta de este modo una dureza en torno a 40 HRC. Estos grados se utilizan como aceros de cuchillería.

AISI lype 403 410 414 416(b) 416Se 420

420F 422

431

440A 440B 440C

Nominal composilion(a), 11.5-13.0 Cr, 0.15 C, 1.0 Mn, 0.5 Si, 0.04 P, 0.03 S 11.5-13.5 Cr, 0.15 C, \,0 Mn, 1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S 11.5-13.5 Cr, 1.25-2.50 Ni, 0.15 C, \,0 Mn, \,0 Si, 0.04 P, 0.03 S 12.0-14.0 Cr, 0.15 C, 1.25 Mn, 1.0 Si, 0.06 P, 0.15 S min, 0.6 Mo (optional) 12.0-14.0 Cr, 0.15 C, 1.25 Mn, 1.0 Si, 0.06 P, 0.06 S, 0.15 Se min 12.0-14.0 Cr, 0.15 C min, 1.0 Mn, \,0 Si, 0.04 P, 0.03 S 12.0-14.0 Cr, 0.15 C min, 1.25 Mn, 1.0 Si, 0.06 P, 0.15 S min 11.0-13.0 Cr, 0.20-0.25 C, 1.0 Mn, 0.75 Si, 0.5-1.0 Ni, 0.75-1.25 Mo, 0.15-0.30 V, 0.75-1.25 W 15.0-17.0 Cr, 1.25-2.50 Ni, 0.20 C, 1.0 Mn, 1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S 16.0-18.0 Cr, 0.60-0.75 C, 1.0 Mn, 1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S, 0.75 Mo 16.0-18.0 Cr, 0.75-0.95 C, \,0 Mn, 1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S, 0.75 Mo 16.0-18.0 Cr, 0.95-1.20 C, 1.0 Mn, 1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S, 0.75 Mo

Condilion Annealed Quenched and Cold worked Annealed Quenched and Cold worked Annealed Quenched and Cold worked Annealed Quenched and Cold worked

tempered

275 415-1035

415-690 tempered

275 415-1035

415-690 tempered

690 725-1035

760-895 tempered

275 415-1035

415-690

Annealed Quenched and tempered Cold worked

Annealed Quenched and Cold worked Annealed Quenched and Annealed Quenched and Annealed Quenched and

Yield strength. MPa (ksi)

515 (40) (60-150) 620-1310 (60-100) 515-795 (40) 515 (60-150) 620-1310 (60-100) 515-795 (100) 825 (105-150) 825-1380 (110-130) 825-965 (40) 515 (60-150) 620-1310 (60-100) 515-795

690-1240

760-965 tempered

415 550-1655 450

tempered

620-1725

tempered

620-1860

480

(lOO) (100-180) (110-140)

(60) (80-240) (65) (90-250) (70) (90-270)

(a) Unless olherwise indicated, single figures are maximums. (b) 416Se has a similar composition, except for a minimum of

Tabla 11.1

(75) (90-190) (75-115) (75) (90-190) (75-115) (120) (120-200) ( 120-140) (75) (90-190) (75-115)

345 (50) 655 (95) 550-1380 (80-200) 760-1655 (110-240) 550-690 (80-100) 690-825 (100-120)

690

tempered

Tensile slrenglh. MPa (ksi)

860 965-1515 895-1035 725 825-1790 760 895-1860 795 895-1930

(125) (140-220) (130-150) (105) (120-260) (110) (130-270) (115) (130-280) Se.

Elongalion in 50 mm (2 in.), 30 30-15 25-15 30 30-15 25-15 20 20-15 15-10 30 25-10 20-10

25 25-5 20-15

20 20-10 15-10 20 10-2 15 10-2 lO 10-2


158

13% Cr 1600

17%Cr

1600 L

L

1400 L+y

L+y L + y + C2

·· 1200

1-

1200

1000

E 1000

800 a+ C, 600

O

0.2

a + C, + C2

0.4

a+C,

__

__

__

__

0.6

__

600 1.0

0.8

O

0.2

Carbon content,

__

__

__

0.4

0.6

Carbon content,

Figura 11.7 900 (1650) A

800 (1470)

A+F HRS - 8175 HRS - 8790 HRB

Approximate

700 (1290)

F+C

600 (1110) ·

A

500 (930) 400 (750) 300 1(570) 200 (390) 100 (210)

---

M.- 1

--

- - -

--

1h-

O (30) (0.5) 1

10

1

day week

45 HRC

100 Time, s

Figura 11.8 El segundo gráfico de la Figura 11.7 corresponde al diagrama hierro-carbono modificado por la adición de un 17% de cromo. En este caso, en virtud del superior contenido de cromo (alfágeno) es necesario aumentar el contenido de carbono (gammágeno) por encima de 0.4% para lograr austenizar completamente el acero. La familia de aceros 440 responde a esta formulación, y permite obtener productos mucho más duros (recuérdese que la dureza de la martensita depende casi exlusivamemente de su contenido en carbono): se logran durezas superiores a 60 HRC en la estructura de temple. Las aplicaciones más importantes de los grados 440 incluyen la fabricación de material quirúrgico, instrumental dental, muelles válvulas, etc. La Tabla 11.1 expone las

__

0.8

1.0


159

las distintas propiedades mecánicas que se pueden obtener con estos aceros en diferentes estados: recocido, recocido+deformación en frío y temple+revenido. El grado 416 es similar al 410 con la salvedad de incorporar unas pequeñas adiciones de azufre o selenio con el propósito de mejorar su maquinabilidad (apartado 9.2.2), mientras que los grados 414 y 431 incorporan en torno a 2% de niquel con objeto de aumentar su templabilidad. Por otro lado, se añade molibdeno al grado 422 para mejorar la resistencia a la corrosión. Este último acero se emplea en aplicaciones a alta temperatura en turbinas de vapor y de gas. La Figura 11.9 muestra la variación de las propiedades mecánicas fundamentales de un acero inoxidable 410 templado en aceite desde 1010°e con la temperatura de revenido. Se observa que el acero mantiene su dureza y resistencia hasta unos 450°C, y que luego ya caen claramente para temperaturas mayores. Esta misma figura revela la existencia de una fragilización en el revenido en el rango 425-550°C, que se manifiesta nítidamente en los resultados de los ensayos de impacto. 600 Brinell herdne.1

500 400

,

300

!

I

200

Range 1 Range 2

I

200 (13BO) 160 (1 105)

Range 3

Hardness

I

120 (B30)

I

BO (550)

40 (275)

60 ,_

40 20

o

!

120

BO

I

(110)

:

40

I

(55)

o

o

(-15)

400 (205)

Boo (425)

1200 (650)

Tempering temperature. F (C)

Figura 11.9

As Quenched

Reheating temperature, F (C)

Range 4


La misma Figura 11.9 muestra la variación típica de la dureza, tenacidad y resistencia a la corrosión de esta familia de aceros con la temperatura de revenido. Aunque la variación de la velocidad de corrosión difiere sustancialmente en los diferentes medios agresivos, salvo algunas excepciones, ésta es la tendencia general. La resistencia a la corrosión es máxima en estado de temple y tras un revenido de alivio de tensiones, que deja a estos aceros con su dureza y resistencia máximas, para descender claramente en los revenidos realizados a las temperaturas más altas, ya que en el curso del tratamiento de revenido, especialmente en el caso de los grados con mayor contenido en cromo y carbono, precipitan cantidades importantes de carburos ricos en cromo, la fase matriz que los rodea queda empobrecida en cromo y, consecuentemente, la resistencia a la corrosión del acero se deteriora significativamente. 11.3. Aceros inoxidables ferríticos

Los aceros inoxidables ferríticos tienen esta estructura en todo el rango térmico de manera que no pueden ser endurecidos por tratamiento térmico como ocurría con los aceros de la familia anterior. La Tabla 11.2 presenta la composición química y las propiedades mecánicas fundamentales de una serie de aceros ferríticos normalizados en AISI. En general todos ellos muestran una buena ductilidad y solo pueden ser endurecidos por deformación plástica en frío pero con la desventaja, en relación a los aceros austeníticos que se estudiarán en el apartado siguiente, de presentar una tasa de endurecimiento claramente inferior a la de aquellos y una pérdida de ductilidad mucho más significativa. Por otro lado, la resistencia a la corrosión de los aceros ferríticos es muy buena y directamente proporcional a su contenido en cromo: los aceros con 17% de cromo (430, 434 Y 436) tienen, en general, una excelente resistencia a la corrosión, de modo que se utilizan en la fabricación de utensilios domésticos y de cocina, mientras que los grados de mayor contenido en cromo (442, 446) son ya aceros refractarios, que se utilizan en servicios a alta temperatura en virtud de su gran resistencia a la oxidación. Otra propiedad de gran interés práctico de la familia de los aceros ferríticos es su buena resistencia a la corrosión bajo tensión en contacto con medios que contienen cloruros. El acero ferrítico más conocido es el 430. El diagrama de equilibrio que se presentó en la Figura 11.7, correspondiente al 17% de cromo, nos indica que este acero no es totalmente ferrítico a cualquier temperatura, sino que a alta temperatura aparece austenita y a las temperaturas inferiores la microestructrura estable es una mezcla de ferrita y carburos.

160

161


AISI type 405 .....

Nominal composilion(a), 11.5-14.5 Cr, 0.08 C, 1.0 Mn,

1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S,

Condilion Annealed Cold worked

Yield slrenglh, MPa (ksi) 275 (40) 415-825 (60-120)

Tensile slrenglh, MPa (ksi) 480 (70) 620-895 (90-130)

Elongalion in 50 mm (2 in.), 30 20-10

0.\-0.3 Al

409 ..... 10.5-11.75 Cr, 0.08 C, 1.0 Mn, 1.0 Si, Ti: 5x C mino 429 ..... 14.0-16.0 Cr, 0.12 C, 1.0 Mn, 1.0 Si, 0,04 P, 0.030 S

Annealed Annealed

240-380 (35-55)

415-585 (60-85)

20-35

430., ... 16.0-18,0 Cr, 0.12 C, 1.0 Mn,

Annealed Cold worked Annealed

240-380 (35-55) 620-860 (90-125) 380 (55)

415-585 (60-85) 690-1000 (100-145) 550 (80)

20-35 5-2 25

380 (55)

550 (80)

25

1.0 Si, 0,04 P, 0.030 S 430f . , .. 16,0-18.0 Cr, 0.12 C, 1.25 Mn, 1.0 Si, 0.06 P, 0.15 S min., 0.60 Mo, optional 430fSe .. 16.0-18.0 Cr, 0.12 C, 1.25 Mn, 1.0 Si, 0.06 P, 0.06 S, 0.15 min, Se 434 ..... 16.0-18.0 Cr, 0.12 C, 1.0 Mn, 1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S, 0.75-1.25 Mo 436 ..... 16.0-18.0 Cr, 0,12 C, 1.0 Mn, 1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S, 0.75-1.25 Mo, Cb + Ta 5xC min.lO.70 max 442 ..... 18.0-23.0 Cr, 0.20 C, 1.0 Mn, 1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S 446 ..... 23.0-27.0 Cr, 0.20 C, 1.50 Mn, 1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S, 0.25 N 439(b) ... 17.75-18.75 Cr, 0.07 C, 1.0 Mn, 0.60 Si, 0.03 P, 0.03 S, 0.5 Ni, 0.15 Al, Ti: 12xC (1.0 max)

Annealed

240 (35)

450 (65)

32

Annealed

345-415 (50-60)

515-585 (75-85)

22-31

Annealed

275-345 (40-50)

450-515 (65-75)

25-32

Annealed

310 (45)

550 (80)

20

Annealed

380 (55)

655 (95)

24

345 (50)

538 (78)

30

Cold worked

Annealed

(a) Unless otherwise indicaled single figures are maximums. (b) NOl an AISI slandard grade.

Tabla 11.2 Los aceros inoxidables ferríticos muestran, a diferencia de los aceros austeníticos, una clara transición dúctil-frágil con la temperatura, que se manifiesta nítidamente en los resultados de impacto. Sobre la Figura 11.10 puede verse que la temperatura de transición de varios aceros ferríticos depende del espesor ensayado, de tal modo que en las secciones más gruesas el desarrollo del flujo plástico está más restringido y la temperatura de transición es claramente superior a la temperatura ambiente: a temperatura ambiente estos aceros muestran un comportamiento fragil. Las dos curvas inferiores (29Cr-4Mo y E-Brite 26-1) corresponden a aceros superferríticos que se comentrán más adelante. Entre las formas más efectivas de aumentar la tenacidad de estos aceros deben citarse el afino de grano, la disminución del contenido en intersticiales (carbono y nitrógeno) y la eliminación de fases secundarias. Otro problema de los acero ferríticos es su susceptibilidad al crecimiento de grano al aumentar la temperatura. El grano ferrítico no puede ser afinado más que por deformación en frío y recocido posterior para recuperar la ductilidad. El aumento del tamaño de grano de estos aceros se traduce en una disminución de su tenacidad.

162


300

(1491

c:

o 1-181

-100

1-731 0.05 11 27)

0.10 12.54)

0.15

0.20

(3.81)

(5.08)

Sample thlckness.

0.25

(6.35)

030

035

17621

18.89)

(mm)

Figura 11.10 Los aceros ferríticos, especialmente los grados más aleados, son susceptibles a la precipitación de diversas fases intermetálicas cuando se exponen a temperaturas comprendidas entre 500 y lOOO°C o cuando, como consecuencia de su procesado, se enfrían muy lentamente en este mismo rango térmico. El compuesto intermetálico más común es la fase sigma (o), fase dura y frágil, que aparece en la región central del diagrama hierro-cromo (Figura 11.2), mientras que otras fases complejas que también pueden precipitar en determinados grados de acero son la fase chi

compuesto de

hierro, cromo y molibdeno) y la fase de Laves (también llamada fase R, FezMo). La formación de todas estas fases tiene lugar por nucleación y crecimiento, por lo que se caracterizan por unas curvas típicas en "C", como la que muestra la Figura 11.11 (acero 25Cr-3Mo-4Ni), en las que los tiempos de incubación normalmente se incrementan al disminuir el grado de aleación del acero. El conocimiento preciso de estas curvas permite definir la temperatura a la que es preciso calentar el acero para redisolver todos estos compuestos en la ferrita y también para identificar la velocidad de enfriamiento mínima necesaria para evitar su reprecipitación. Debe tenerse sin embargo en cuenta el peligro de crecimiento de grano que siempre está asociado al calentamiento de los aceros ferríticos. Otro fenómeno fragilizador bien conocido en los aceros inoxidables ferríticos es la fragilización a los 475°C, que tiene lugar en un rango térmico comprendido entre 400 y 550°C Yque consiste en la precipitación fina y coherente en el interior de la ferrita (o)

163


de una estructura tambien BCC, más rica en cromo, denominada fase a'. La fragilización a los

se manifiesta en un fuerte aumento de la temperatura de

transición dúctil-frágil, una disminución del alargamiento y un aumento de la dureza y dellfmite elástico. La Figura 11.12 muestra el aumento de dureza Brinel1, proporcional

al contenido en cromo del acero, tras un mantenimiento prolongado (500 horas) a diferentes temperaturas. Esta fragilización es reversible y se elimina calentando el acero hasta unos 590°C y enfriándolo rápidamente a continuación. 1000

11 r

SIGMA

·

---

eHI

-'-

LAVES 900

NO PHASE PRESENT

u

a:

UJ

o (

\

UJ

a:

I

600

o.. UJ

1-

z 700

ALLOY

e

__

600

100

10

1000

AGING TIME (minutes)

Fi gura 11.11 425

550

650

350

300f----j---f--

250

200

150

100 700

600

900

1000

Temperature, F

Figura 11.12

1100

1200

T

164


Por último, la adición de titanio o niobio en algunos de los grados que se presentaron en la Tabla 11.2 tiene la finalidad de prevenir la corrosión intergranular, que será tratada en el apartado correspondiente a los aceros austeníticos. En la década de los 70, con el desarrollo de nuevas técnicas más eficaces de descarburación (AOD y VOD), que permiten reducir los niveles de carbono y nitrógeno de los aceros por debajo del 0.02% surgió una nueva generación de aceros inoxidables ferríticos, denominados aceros superferríticos. Se trata de unos aceros totalmente ferríticos en todo el rango térmico (véase Figura 11.7) y con tenacidad mejorada (véase la Figura 11.10). La Figura 11.13 da cuenta del efecto de los elementos intersticiales, carbono principalmente y nitrógeno, sobre los resultados de impacto en un acero del tipo 18-2. La Tabla 11.3 expone las composiciones químicas y propiedades mecánicas de algunos aceros superferríticos. Todos ellos contienen molibdeno con el fín de mejorar su resistencia a la corrosión, especialmente a la corrosión por picaduras, que es en la mayoría de las ocasiones superior a la de los aceros austeníticos. 160

0.006% C 0.02-0.028% N

200

120 J

80

0.03% C 0.06-0.033% N

0.01%C 0.006-0.023% N

O.OS%C 0.009-0.044% N

40

o o

40

80

120

160

Test temperature

Figura 11.13

11.4. Aceros inoxidables austeníticos

Los aceros inoxidables austeníticos tienen una estructura FCC a temperatura ambiente para lo que deben poseer un contenido suficiente de elementos gammágenos en su composición química (niquel y/o manganeso). Son amagnéticos y mantienen unas buenas propiedades mecánicas a temperaturas criogénicas (no tienen temperatura de transición dúctil-frágil, como la que se observaba en los ferríticos en la Figura 11.13). Del mismo modo que los aceros ferríticos, los aceros inoxidables austeníticos no sufren ninguna transformación desde su solidificación hasta temperatura ambiente y, por lo

165


tanto, no pueden ser endurecidos por tratamiento térmico. La Tabla 11.4 presenta un listado de aceros normalizados en AISI con sus composiciones químicas y propiedades más características en los estados de recocido y tras deformación en frío.

Type 18-2

Standard

Nominal composition, %

ASTM S44400 ... 17.5-19.5 Cr, 1.75-2.50 Mo,

Condition

Yield slrength, MPa (ksi)

Tensile strength, MPa (ksi)

Annealed

380 (55)

Annealed

Elongation in 50 mm (2 in.),

Hardness, Rockwell

515(75)

29.0

882

345 (50)

480 (70)

30.0

883

800 (116)

855 (124)

4.0

8104

Annealed

515 (75)

655 (95)

25.0

892

Annea[ed

515 (75)

620 (90)

30.0

895

0.4 Mn, 0.3 Si, 0.02 C, 0.02 N, 0.01 S, 0.02 P, 0.35 Cb, 0.1 Ti, Cb+Ti: 0.2+4 (Cr-N) min

E-8rite(a) 26-1

29-4-2

27 CroMo 1.2 Ni

ASTM XM-27 ... 25-27.5 Cr, 0.75-1.50 Mo, UNS 44627 O. [5 Ni, 0.02 Cu, 0.05 Mn, 0.01 P, 0.01 S, 0.20 Si, 0.002 C, 0.01 N, 0.10 Cb UNS 44800 ...... 28.0-30.0 Cr, 3.5-4.2 Mo, 2.10 Ni, 0.06 Cu, 0.05 Mn, 0.02 P, 0.01 S, 0.1 Si, 0.003 C, 0.015 N UNS 544660 Mod ..... " , .... 25,0-28.0 Cr, 3.5 Mo, 1.2 Ni, 0.5 Mn, 0.3 Si, 0.01 S, 0.02 P, 0.025 C, 0.025 N, 0,5 Ti

co[d roUed

(a) E-Brite is a trade name of Allegheny Ludlum Steel Ca.

Tabla 11.3 La obtención de un acero con una microestructura totalmente austenítica a temperatura ambiente exige una formulación compensada de elementos alfágenos y gammágenos. El diagrama ternario Fe-Cr-Ni permite delimitar los contenidos en estos tres elementos que aseguran una estructura totalmente austenítica. La Figura 11.14 muestra el diagrama FeCr-Ni a llOO°C, siendo esta temperatura la que garantiza la máxima estabilidad a la austenita de esta familia de aceros y, por lo tanto, es la temperatura normalmente utilizada para realizar el tratamiento de recocido. Siendo estos aceros muy aleados, al menos con cromo y niquel, su temperatura M s es inferior a la temperatura ambiente, de tal manera que tras un enfriamiento brusco, en agua, desde la temperatura de recocido se logra mantener la microestructura austenítica a temperatura ambiente.

El acero inoxidable austenítico clásico es el 302, que responde aproximadamente a la formulación clásica 18Cr-8Ni y posteriormente evolucionó hacia el 304, que hoy día se considera el acero más representativo de la familia. Tomando esta formulación como base aparecieron luego otros aceros más resistentes a la corrosión, en virtud de la adición de molibdeno

y 317), los grados de muy bajo contenido en carbono para

evitar el fenómeno de corrosión intergranular, que será comentado posteriormente

166


(304L, 316L), los grados aleados con nitrógeno para aumentar su resistencia mecánica (304N, 316N), los grados estabilizados con titanio o con niobio (321, 347), Y también los grados resistentes a la oxidación en base a su mayor contenido en cromo (308,309, 310), que también deben añadir más niquel para asegurar la microestructura austenítica.

AISI lype

301 302 3028 303(d) 304(e) 304N(e) 305 308 309(f) 3 [O(f) 3[4

316(e) 316L 316N 317 3 [7L 32[ 347 348 384

Nominal composilion(a),

Tensile slrenglh, MPa (ksi)

Elongalion in 50 mm (2 in.),

Annealed 275 (40) Cold worked To 965 (140) Annealed 275 (40) Cold worked To 1035 (150) Annealed 275 (40)

760 (110) To 1275 (185) 620 (90) To 1240 (180) 655 (95)

60 60-8 55 55-10 50

Annealed 240 (35) Cold worked To 690 (100) Annealed 240 (35) Cold worked To 1035 (150) Annealed

620 (90) To 1240 (180) 585 (85) To [240 (180) 620 (90)

55 55-30 55 55-10 50

585 (85)

55

585 (85) To 1240 (180) 620 (90)

55 55-10 65

655 (95)

65

690 (100) To [035 (150) 585 (85) To 1035 (150)

40 40-10 55 55-[0

620 (90)

55

600 (87) To 1035 (J50) 634 (92) To 1035 (150) 634 (92)

55 55-10 50 50-10 50

Condilion

16-18 Cr, 6.0-8.0 Ni, 0.15 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S 17-19 Cr, 8.0-10.0 Ni, 0.15 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S [7-19 Cr, 8.0-10.0 Ni, 0.15 C, 2.0 Mn, 2.0-3.0 Si, 0.045 P, 0.03 S 17-[9 Cr, 8.0-[0.0 Ni, 0.15 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.20 P, 0.15 S min, 0.60 Mo (optional) 18-20 Cr, 8.0-12.0 Ni, 0.08 C, 1.0 S i, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S 18-20 Cr, 8-10.50 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, 0.10-0.16 N [7-[9 Cr, 10.0-13.0 Ni, 0.12 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S 19-21 Cr, 10.0-12.0 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S 22-24 Cr, [2.0-15.0 Ni, 0.20 C, 1.0 S i, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S 24-26 Cr, 19-22 Ni, 0.25 C, Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S 23-26 Cr, 19-22 Ni, 0.25 C, 1.5-3.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S 16-18 Cr, [0-14 Ni, 0.08 C, 1.0 S i, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, 2.0-3.0 Mo 16-[8 Cr, 10-[4 Ni, 0.03 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, 2.00-3.00 Mo 16-[8 Cr, JO-14 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, 2-3 Mo, 0.10-0.16 N [8-20 Cr, IJ-15 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, 3.0-4.0 Mo [8-20 Cr, 12-15 Ni, 0.03 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, 3-4 Mo [7-19 Cr, 9-J2 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, Ti = 5 X C min 17- [9 Cr, 9-13 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, Cb + Ta = lO X C min [7-19 Cr, 9-[3 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, 0.2 Co, Cb + Ta = 10 X C min, but 0.1 Ta max 15-[7 Cr, J7-19 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2 Mn, 0.045 P, 0.03 S

Yield slrenglh, MPa (ksi)

Annealed

255 (37)

Annealed 240 (35) Cold worked To 1035 (150) Annea[ed 275 (40) Annealed

275 (40)

Annealed 345 (50) Cold worked To 860 (J25) Annealed 240 (35) Cold worked To 860 (125)

Annea[ed

275 (40)

AnneaJed 240 (35) Cold worked To 860 (125) Annealed 240 (35) Cold worked To 860 (125) Annealed 240 (35)

Tabla 11.4 Los aceros austeníticos son aceros muy dúctiles y se pueden endurecer mucho (mucho más que los ferrítcos) por deformación en frío. La Figura 11.15 da cuenta de la variación del límite elástico, la resistencia mecánica y el alargamiento con la deformación en frío de los grados 301, 302 Y 304. Esta figura también pone de manifiesto que el endurecimiento por deformación en frío es apreciablemente mayor en el acero 301, ya que se trata de un producto que en virtud de su menor contenido en níquel (véase la Tabla 11.4) muestra una estructura austenítica menos estable a

167

Capítulo 11. Aceros

temperatura ambiente que la de los otros dos de tal manera que, durante la deformación, la austenita se transforma parcialmente en martensita. Cr

Isolherm

Ilooe (2012 F)

40 50 60 Weighl Percenlage Nickel

30

70

80

90

Ni

Figura 11.14 260

(1795 ) 240

(1655 ) 220

(1515 ) 200 (1J80 )

180 (1240 ) 160

V

(1105 )

140

(965 120

)1/

,

V I

20

I

80

V

40

I 2O (a)

o

100

o

80

(550)

80

(415)

60

40

(140)

20

lb )

20 JO 40

Cold work, %

(a) 301

50

60

O

80

(550)

-

(275)

O

10

(690)

o

(140)

o

120

(8JO)

100

60

I

140

(965)

(690) 1

(550

40 (275

(1105)

_ (1105) a. 140 (965) 120 .r;.' (8JO)

/

100

(690 ) 80

160

160

(8JO

60 (415

180 (1240)

180 (1240)

60 (415)

60

40 (275)

40

o

20 (140)

(e) O

10

20 JO 40 Cold work, %

(b) 302

10 20 JO Coldwork.

50

(c) 304

Figura 11.15

La formación de martensita inducida por la deformación en frío es una característica

inusual que ocurre en determinados grados de aceros austeníticos. La deformación

40

50

168

Capítulo 11. Aceros

desestabiliza la austenita y permite su transformación en martensita a temperaturas superiores a Ms' Una forma de caracterizar esta transformación es mediante la temperatura MD , que se define como la máxima temperatura a la que se forma una determinada fracción de martensita bajo una determinada deformación. La fórmula siguiente muestra la dependencia de MD30 (temperatura a la que un 50% de austenita se transforma en martensita bajo una deformación uniaxial en frío de un 30%) con la composición química del acero: 13.7 Cr - 9.5 Ni -18.5 Mo MD30 (oC) =413 - 462 (C+N) - 9.2 Si - 8.1 Mn Debe destacarse la fuerte influencia del carbono y del nitrógeno en la estabilización de la austenita. La transformación de la austenita en martensita depende del grado de deformadón y de la temperatura a la que ésta tiene lugar. La Figura 11.16 presenta el efecto de estas dos variables en la formación de martensita en un acero 304 (las lineas continuas y a trazos son el resultado de dos investigaciones diferentes). Recuérdese que la formación de martensita en el curso de la deformación endurece fuertemente el producto y permite obtener una resistencia mecánica extraordinariamente alta. La Figura 11.17 muestra las curvas tensión-deformación a tracción del acero 304 en función de la temperatura de ensayo, sobre las que se puede observar el fuerte incremento de la tensión asociado a la formación de martensita que aparece en los ensayos realizados por debajo de O°C. Por otro lado, el máximo valor del alargamiento, que se obtiene en los ensayos a 25 y O°C, coincide con el inicio de la formación de martensita para la deformación a la que se inicia el fenómeno de estricción. lOO

z

80

o

u

o:<:

loe

60

W

Ul

40

--------

z

W

o::

<

·· - --'"

22e

20

O 0.0

O. 2

0.4

0.6

0.8

1.0

TRUE STRAIN

Figura 11.16 El principal problema práctico que puede aparecer durante el servicio de los aceros austeníticos es la corrosión intergranular, fenómeno conocido como "sensibilización", que suele estar muchas veces ligado a los calentamientos que sufren las regiones

169


térmicamente afectadas en los procesos de soldeo de estos aceros. El acero sensibilizado es susceptible de sufrir corrosión intergranular en atmósferas en las que normalmente son inmunes. 1200

-soc 1000

ui UJ

oc

soo

25C UJ

600

95C

Z

400

304 SS

Z

200

o 0.0

__ 0.1

0.2

__ 0.3

0.4

0.5

0.6

0.7

O.S

ENGINEERING STRAIN

Figura 11.17 El fenómeno de corrosión intergranular de los aceros austeníticos ocurre cuando estos aceros se mantienen durante ciertos tiempos entre 600 y 800°C o cuando se enfrían lentamente en este rango térmico. En estas circunstancias se produce la precipitación intergranular (en las juntas de grano de austenita) de carburos de cromo del tipo M 23C6 y debido a la gran concentración de cromo en el carburo, las regiones adyacentes quedan muy empobrecidas en cromo (%Cr<12%) y dejan de ser inoxidables. La Figura 11.18 muestra la variación del porcentaje de cromo en las proximidades de una junta de grano en la que ha precipitado una partícula de carburo. La Figura 11.19 reneja la cinética de la precipitación de carburos de cromo en los aceros austeníticos en función del contenido en carbono del acero. Son curvas típicas en "C", que identifican un mecanismo de precipitación por nucleación y crecimiento. Por encima de 900°C no hay precipitación, ya que el carbono y el cromo se disuelven perfectamente en la austenita, mientras que a temperaturas bajas la difusión es tan lenta que la precipitación no es operativa. Se aprecia que en un acero inoxidable austenítico con un contenido normal de carbono (en torno a 0.08%) la precipitación de carburos es muy rapida, mientras que a medida que se reduce el contenido en carbono del acero se necesitan tiempos mucho mayores para que ésta tenga lugar. Estas curvas también explican la necesidad de utilizar enfriamientos bruscos en agua en el recocido de los aceros austeníticos.


170

zO. INCOHERENT TWIN

a:

z w Z

O

O

a:

:r:

o 500 1500 2500 3500 1000

2000

3000

DISTANCE FROM GRAIN BOUNDARY

lA)

Figura 11.18 900

u '.

700

E

600

500

__

400 10 s

1 min

10 min

1h

10 h

100 h

1000 h

Time lo sensilizalion

Figura 11.19 La Figura 11.19 también permite vislumbrar que la manera más efectiva de evitar los problemas de corrosión intergranular es utilizar aceros de muy bajo carbono (grados L, %C < 0.03%). Otra forma efectiva de evitar los riesgos de corrosión intergranular de los aceros inoxidables es el uso de pequeñas adiciones de elementos fuertemente carburígenos (se utilizan titanio, niobio o tántalo) en los grados, denominados estabilizados, 321 y 347. En estos aceros los carburos que precipitan en las regiones susceptibles son del tipo TiC, NbC, de manera que las regiones adyacentes mantienen suficiente contenido en cromo para evitar la corrosión local.

171


Por otro lado, si un acero inoxidable ha sufrido precipitación de carburos en juntas de grano, puede recuperarse aplicando un calentamiento de solubilización a lOOO-1100°C seguido de un enfriamiento rápido (en agua). Largos tiempos de permanencia a temperaturas elevadas pueden producir la precipitación de otras fases en los aceros austeníticos, que reducirían significativamente su tenacidad y resistencia a la corrosión. Los aceros del tipo 18-8 son inmunes a la formación de fase a, que sin embargo puede formarse en los grados más aleados (310, p.e.) si se exponen largos tiempos entre 550 y 900°C. Se ha observado también la formación de fase

en aceros altos en molibdeno, como el grado 317, y fase de Laves

en los grados con titanio o niobio (321, 347). Por

ya se ha comentado que la resistencia a la oxidación a alta temperatura de

los aceros inoxidables es función directa de su contenido en cromo. De este modo los aceros con menos de 18% de cromo se utilizan en servicos a temperaturas inferiores a 800°C y cuando se requieren aceros que soporten temperaturas superiores a los lOOO°C, aceros denominados refractarios, hay que recurrir a productos con un contenido en cromo en tomo al 25%. La Figura 11.20 muestra esquemáticamente el efecto del cromo sobre la resistencia a la oxidación a 1000°C de los aceros inoxidables, y la Tabla 11.5 da cuenta de la máxima temperatura de servicio, basada en una velocidad de oxidación de 10 mg/cm 2 en 1000 horas, de distintos aceros martensíticos, ferríticos yausteníticos.

..

"O

.

o

2

4

6

8

10

12

14 16

18

20

Chromium contento

Figura 11.20 11.5. Aceros inoxidables dúplex Los aceros inoxidables dúplex o de estructura austenoferrítica combinan aspectos característicos y diferenciadores de las familias de aceros austeníticos y ferríticos. De este modo se trata de una familia de aceros que muestran una buena resistencia a la

172


corrosión bajo tensión en medios que contienen cloruros (mejor comportamiento que los austeníticos pero peor que los ferríticos), una ductilidad y tenacidad intermedia entre l as de ambas familias y un límite elástico apreciablemente mayor que el de los aceros ferríticos y austeníticos. Es decir, en general combinan las ventajas e inconvenientes de las otras dos familias, por lo que, en ciertas aplicaciones prácticas puede ser la opción más ventajosa. AI51 type

410 420 440

Nominal composition

Marlensilic 11.5-13.5 Cr 12-14 Cr 16-18 Cr

Temperature.

e (F)

675 (1250) 650 (1200) 750 (1400)

Ferrilic 430 446 302 303 304 309 310 316 321 347

14-18 Cr 23-27 Cr Auslenilic 17-19 Cr. 8-10 Ni 17-19 Cr. 8-10 Ni 18-20 Cr, 8-12 Ni 22-24 Cr, 12-15 Ni 25 Cr, 20 Ni 16-18 Cr. 10-14 Ni, 2-3 Mo 17-19 Cr, 9-12 Ni, Ti 17-19 Cr, 9-13 Ni, Cb

845 (1550) 1090 (2000) 900 870 900 1090 1090 900 900

900

(a) Dala from A5TM. (b) Based on a rale of oxidation of 10

(1650) (1600) (1650) (2000) (2000) (1650) (1650) (1650) in 1000

h.

Tabla 11.5 Dado que los aceros duplex tienen estructuras bifásica a+y, sus propiedades van a depender de las proporciones presentes de ambas fases (50/50 normalmente, con objeto de optimizar sus propieedades). La estructrura bifásica equilibrada se obtiene entonces controlando las adiciones de cromo y niquel, tal y como se observa en los cortes realizados para un 70% y un 60% de hierro (representativos de los diversos grados de aceros duplex) en el diagrama de equilibrio temario Fe-Cr-Ni, que se presentan en la Figura 11.21. Nótese que dado que los límites de la zona bifásica no son verticales, la proporción de las dos fases depende de la temperatura, de tal forma que al aumentar ésta el contenido de ferrita aumenta siempre. La misma figura también muestra la gran influencia del nitrógeno (gammágeno) sobre el reparto de ambas fases. La Tabla 11.6 muestra las composiciones y propiedades mecánicas de algunos de estos

aceros e indica igualmente el contenido normal de ferrita de todos ellos. Obsérvese que

el contenido de cromo de los aceros dúplex se sitúa en tres niveles, 18,22 Y25% Yel de niquel v.aría entre 3 y 7% con el Hn de lograr en cada caso la microestructura óptima. Todos estos aceros tienen también cantidades importantes de molibdeno (2-3%) con el

173


fín de mejorar su respuesta ante la corrosión, de tal modo que su comportamiento suele ser superior al del acero austenítico 304 y, algunos de ellos, incluso mejor que el del 316. Su resistencia a la corrosión por picaduras es en general muy buena en virtud de su composición ya que un índice muy utilizado para definir la resistencia a la corrosión por picaduras de los aceros inoxidables (especialmente en medios que contienen cloruros) es el PRE ("pitting resistance equivalent"), que tiene en cuenta la presencia de elementos químicos que protegen frente a esta eventualidad: PRE = %Cr + 3.3 %Mo + 16 %N 1600

(a) 70% Fe

(b) 60% Fe

1600

L

L

/

//

L+y

1400

1400

L+y 1300

1300

1200

1200

1100

1100

1000

1000

900

900

E

\

800

I

I

\

I

\ \

I I

Ni% o Cr%30

5 25

\ \ \ \ \

\

10 20

15 15

5

10

15

20

35

30

25

20

, 25 Ni% 15 Cr%

832304 (0.11 % N)

I 1

832550 (0.18% N)

-

80 1 1

60

} 8uperduplex

·..·..· ·""

----

_- (0.22-0.28% N)

--

40

Q (N = 0.40)

1

Q: experimental heat I I O _ _

oC

__ 1100

1200

1300

Figura 11.21

Por otro lado, dado el bajo contenido en carbono típico de muchos de estos productos (véase Tabla 11.6), también suelen mostrar buen comportamiento frente a la corrosión intergranular.


174

Alloy

i

Name

Slandard

Cr

Ni

Mo

5.0

1.5

Mn

Composition.

Wl%

Si

C

329

AISI329

rem

26.0

Ferralium 255(a)

ASME Code 1883 UNS S32550

rem

24127

4.5/6.5

214

7 Mo(b)

ASME Code 1520 ASTM A268-72

rem

23128

2.5/5

1/2

U50(c)

rem

20122

5.5/8.5

213

AF22(d)

rem

21/23

4.5/6.5

25Cr-5Ni2Mo-N(e)

rem

25.0

5.0

2.0

0.5

0.5

1.5

1.7

ASTM A669 ASME Code 1475

rem

18.5

4.7

2.7

SAF 2205(f)

ASTM A669 UNS S31803

rem

22.0

5.5

3.0

P

S

Olher

Cu: U/4 1.0 Cu: 0.5

<2.0

0.025

0.03

<0.8

0.15

0.14

Cu:I.O <0.03

<0.03

<0.03

<0.02

Room-temperature ¡ensile properlies (annealed condilion)(b)

Ferralium 255 7 Mo U 50 3RE60 SAF 2205

MPa

ksi

MPa

ksi

480 min 565 315-440 450 410-450

70 82 46-64 65 59-65

740 min 683 590-800 700-900 680-900

107 99 86-116 102-131 99-131

'r.

20 min 31 20-25 30 25

Tabla 11.6 Un problema siempre presente en los aceros dúplex motivado por la presencia habitual

de aleantes en proporciones importantes (cromo, niquel, molibdeno) es la posibilidad de precipitación de fases complejas que podrían fragilizar seriamente el producto y/o reducir su resistencia a la corrosión. La Figura 11.22 expone la precipitación de múltiples fases en el acero U50. Carburos del tipo M7C3 precipitan entre 950 y 1050°C, y M23C6 alrededor de SOO°C. La máxima velocidad de formación de fase a ocurre en torno a 900°C (especialmente en los grados más altos en molibdeno). La fase yz que aparece a SOO°C y también por debajo de 700°C es una austenita secundaria con una composición química muy parecida a la de la ferrita. Por otro lado la precipitación de fases

y R necesita largos tiempos de mantenimiento y pueden ser facilmente evitadas.

La precipitación de fase

30-50 55-65

1.0

(a) Trade name of Cabol Corp. (b) Trade nam e of Carpenler Teehnology Corp. (e) Trade name of Creusot-Loire. (d) Trade name of Mannesmann AG. (e) Trade name of Nippon Metals Ind. (f) Trade name of Sandvik AB.

Alloy

Ferrile 60-70

0.08

2.5/3.5

3RE60(f)

I

N

tiene lugar exclusivamente en la ferrita y origina la

fragilización a los 475°C ya comentada a propósito de los aceros ferríticos. La forma de evitar todas estas precipitaciones consisten en recocer el acero entre 1000 y 1150°C con el fín de obtener la mezcla bifásica deseada y enfriar rápidamente a continuación.


175

U60 1000 (18301 900 (1650) u

800 (1470) 700

E (1290)

X.R

600 (1110) 500 (930)

4 6 B 10 min

2

I

400 (760)0.01

I

11"

I

0.1

100 Time. h

Figura 11.22 Finalmente, en la década de los 80 se han desarrollado aceros de muy bajo carbono, alto nitrógeno y más aleados que los grados normales con objeto de prestar servicios en ambientes aún más agresivos, es la familia conocida como aceros superduplex. La Tabla 11.7 presenta la composición química y las propiedades mecánicas de algunos

de estos aceros.

UNS Superduplex

Element, wt% 5

C

P

5i

Mn

Ni

Cr

5.5-

24.0- 3.0-

532520 (Uranus 52N+)

0.030 0.020 0.035 0.8

1.5

532750 (2507)

0.030 0.020 0.035 0.8

1.20

532760 (Zeron 100)

0.03

539226

0.030 0.030 0.030 0.75

1.00

539274

0.030 0.020 0.030 0.80

1.0

(DP3W) 539277 (AF918)

0.025 0.002 0.025 0.80

0.01 0.03 1.0

1.0

26.0

550 550

26.0

6.0-

24.0- 3.0-

8.0

26.0 26.0

W

N

-

0.20-

3.00

0.35

0.5

0.24-

0.32

5.0 4.0

5.50- 24.0- 2.50-

7.50

3.50

6.0- 24.0- 2.50-

3.50

0.51.0

0.5- 0.2-

0.200.80 0.200.80

0.10- 0.10-

1.0

0.3

0.50 0.30 1.50- 0.24-

2.50 0.32

8.0

26.0

6.5-

24.0- 3.0-

1.2-

0.80- 0.23-

26.0

2.0

1.20 0.33

4.0

Hardness

A 5 %

HB

795 750

15 25

310 270

Tabla 11.7

5.0

8.0

R m Pa

0.50-

6.0- 24.0- 3.0-

8.0

Grades

532750 532760

8.0

Cu

Mo

HRC 32

176


1l.6.Aceros inoxidables endurecibles por precipitación

Los aceros inoxidables endurecibles por precipitación son unos productos de alta resistecia mecánica y tenacidad, en los que el endurecimiento se logra por precipitación de compuestos intermetálicos del tipo Ni 3 (Al,Ti), (Ti,Mo)C o boruros tipo M 3B2 en una La composición matriz dúctil de austenita o de martensita de bajo carbono química de estos aceros debe ajustarse con el fín de obtener a temperatura ambiente una microestructura martensítica, austenítica metaestable (aceros semiausteníticos), que se transforma en martensita por deformación en frío o enfriamiento subcero, o austenita estable, existiendo entonces comercialmente estos tres grandes grupos de aceros endurecibles por precipitación. La precipitación final que genera un fuerte endurecimiento se realiza a temperaturas relativamente bajas: alrededor de 50ü°C en el caso de los grados martensíticos y semiausteníticos y sobre 700°C en los grados austeníticos. La Tabla 11.8 muestra la composición química, el tratamiento térmico característico y las propiedades mecánicas fundamentales de estos aceros. Debe destacarse el diferente contenido en niquel, elemento

responsable de la

microestructura de la fase matriz, de las tres grandes familias.

AISI

lype

Trade designalion

Composilion(b),

Condilion

Offsel yield slrenglh, MPa (ksi)

Tensile slrength, MPa (ksi)

1310 (190) 1240 (180) 1170 (170)

8 8 10

Elongalion in 50 mm (2 in.).

Martensilic 0.07 C, 16.5 Cr, 6.75 Ni, 0.5 Mn, 0.5 Si, 0.4 Al, 0.8 Ti

Aged 510 C (950 F) Aged 540 C (1000 F) Aged 565 C (1050 F)

1170 (170) 1105 (160) 1035 (150)

0.04 C, 0.25 Mn, 0.20 P, 0.010 S, 0.60 Si, 16.0 Cr, 4.0 Ni, 3.2 Cu, 0.25 (Cb + Ta)

Solulion annealed Aged 480 C (900 F), [ h, Ae Aged 495 C (925 F), 4 h, Ae Aged 590 C (1100 F), 4 h, AC

1275 1205 930

0.07 C, 15.0 Cr, 4.0 Ni, 4.0 Cu, 0.35 (Cb + Ta)

Solulion annealed Aged 480 C (900 F) Aged 495 C (925 F) Aged 590 C (1100 F) Aged 620 C (1150 F)

1205 930 585

PH 13 Mo

0.05 C, 0.5 Mn, 0.5 Si, 12.5 Cr, 8.0 Ni, 2.5 Mo, 1.1 Al

Aged 510 C (950 F) Aged 540 C (1000 F)

1415 (205) 1310 (190)

1515 (220) 1380 (200)

6-10 6-10

Cuslom 450

0.05 C, 1 Me, 1 Si, 15 Cr, 0.75 Me, 8 x C eb min

Annealed Aged 480 C (900 F) Aged 540 C (1000 F) Aged 620 C (1150 F)

655 (95) 1170 (170) 1035 (150) 515(75)

860 (125) 1240(180) 1035 (150) 860 (125)

10 10 12 15

635

Stainless W

630

17-4 PH

15-5 PH

Tabla 11.8

760

1275

(110) (185) (175) (135)

1035 1380 1310 1035

(150) (200) (190) (150)

12 14 14 [7

(185) (175) (135) (85)

1380 1310 1035 860

(200) (190) (150) (125)

14 14 17 19


AISI lype

Trade designalion

177

Composilion(b),

yield slrenglh, MPa (ksi)

Condilion

Tensile slrenglh, MPa (ksi)

Elongalion in 50 mm (Z in.),

Austenilic 600

A286

0.08 C, lA Mn, 0.4 Si, 15 Cr, 26 Ni, 1.3 Mo, 0,3 V, 2,0 Ti, Al, 0.003 B

Annealed 980 C (1800 F) Aged 720 C (1325 F) (16 h)

248 (36) 690 (100)

17-10 P

0.12 C, 0.75 Mn, 0.25 P, S, 0.60 Si, 17.0 Cr, 10.0 Ni

Solution annealed 1120 C (2050 F), h, WQ Aged 705 C (1300 F), 24 h Aged 705 C (1300 F) + 650 (1200 F), 12-24 h

17-14 CuMo

631

.632

17-7 PH (sheet)

PH 15-7 Mo

(sheet)

0.12 C, 0.75 Mn, 0.020 P, 0.010 S, 0.50 Si, 16.0 Cr, 14.0 Ni, 3.0 Cu, 2.5 Mo, 0.50 Cb, 0.25 Ti

Semi-Austenltlc 0,07 C, 0.60 Mn, 0.020 P, 0.010 S, 0.40 Si, 17.0 Cr, 7.0 Ni, 1.15 Al

0.07 C, 0.60 Mn, 0.020 P, 0.010 S, 0.40 Si, 15.0 Cr, 7.0 Ni, 2.20 Mo, 1.15 Al

641 (93) 1000(145)

48 24

262 (38)

614(89)

70

607 (88) 676 (98)

945 (137) 993 (144)

25 20

Solution annealed 1230 C (2250 F), h, WQ, and aged 730 C (1350 F), 5 h

290 (42)

593 (86)

45

Solution annealed Aged 565 C (1050 F) Aged 510 C (950 F) after refrigeration 480 C (900 F) after cold rolling

275 (40) 1310 (190) 1450 (210)

895 (130) 1415 (205) 1550 (225)

35 9 6

1795 (260)

1825 (265)

2

Solulion annealed Aged 565 C (1050 F) Aged 510 C (950 F) after refrigeration Aged 480 C (900 F) after cold rolling

380 (55) 1415 (205) 1480(215)

895 (130) 1480 (215) 1620 (235)

35 7 6

1795 (260)

1825 (265)

2

415 (60) 1027 (149) 1193(173) 1310 (190)

[000 (145) 1282 (186) 1420 (206) 1450(210)

40 12.5 13.5 10

(160) (188) (216) (230)

26 16.5 19 12

633

AM-350 (sheet)

0.10 C, 0.80 Mn, 0.020 P, 0.010 S, 0.25 Si, 16.5 Cr, 4.3 Ni, 2.75 Mo, 0.10 N

Solution annealed Double aged Subzero cooled and aged Cold rolled and tempered(c)

634

AM-355 (bar, cold rolled sheet)

0.13 C, 0.95 Mn, P, 0.010 S, 0.25 Si, 15.5 Cr, 4.3 Ni, 2.75 Mo, 0.10 N

Solulion annealed Doubled aged Subzero cooled and aged Cold rolled and lempered(c)

Tabla 11.8

e

393

1055 1255 1450

(57) (153) (182) (210)

1105 1296 1489 1585


178

179

Capítulo 12. Fundiciones de hierro

12. FUNDICIONES DE fiERRO

12.1. Introducción

Se denominan fundiciones a una muy extensa familia de materiales férreos cuya característica común es que terminan su solidificación con la reacción eutéctica del diagrama hierro-carbono (Figura 2.1). De acuerdo con este diagrama son las aleaciones hierro-carbono con un contenido en carbono mayor que 2%, aunque también debe tenerse en cuenta que la presencia de elementos de aleación modifica la máxima solubilidad de carbono en la austenita, por lo que algunas fundiciones aleadas podrían tener menos de 2% de carbono. Recuérdese también que la Figura 2.1 mostraba en realidad dos diagramas distintos: el diagrama metaestable hierro-cementita y el diagrama estable hierro-grafito y que una fundición puede seguir uno u otro (o ambos) en función de su composición química (a través del potencial grafitizante) y de la velocidad de enfriamiento utilizada, que a su vez depende del tamaño de la pieza.

La Tabla 12.1 muestra los elementos típicos que incrementan el potencial grafitizante de una fundición y por lo tanto favorecen la aparición del carbono en forma de grafito y también los elementos que favorecen la aparición del carbono en forma de carburos (son todos los elementos carburígenos). Por otro lado, la velocidad de enfriamiento también es otra variable que influye de manera importante en el estado de aparición del carbono: los enfriamientos lentos favorecen la formación de grafito, mientras que, por el contrario, los enfriamientos más rápidos favorecen la formación de carburos. Potencial grafitizante positivo (ordenados en sentido decreciente) Carbono Estaño Fósforo Silicio Aluminio Cobre Niquel

Potencial grafitizante negativo (ordenados en sentido decreciente) Vanadio Molibdeno Cromo Manganeso

Tabla 12.1 Cuando la fundición sigue el camino metaestable la fase rica en carbono del constituyente eutéctico es cementita (Fe3C), mientras que cuando sigue el camino estable el eutéctico es austenita + grafito. Se distinguen de este modo las fundiciones blancas (diagrama metaestable), fundiciones grises

estable) y fundiciones

180


atruchadas ("mottled", siguen ambos diagramas simultáneamente, formándose en el curso de su solidificación tanto cementita como grafito). Del mismo modo en el enfriamiento posterior a la solidificación la austenita eutectoide puede transformarse en perlita (diagrama metaestable) o en ferrita+grafito (diagrama estable). Existe una última familia de fundiciones que se obtienen al tratar térmicamente una fundición blanca con objeto de transformar la cementita en grafito: son las fundiciones maleables. La Figura 12.1 esquematiza la obtención de las diferentes familias de fundiciones. Pearlile + Graphite

Fe + Fe3C)

Solid·slale lransformatlon

+ Graphite

(cooling through eulecloid ¡nterval) Graphile shape

depends on minor elemenls

Llquld caat lron iron· carbon. alloy)

Flake

Compacted

Ferrile + Graphite (aFe)

Spheroidal caet Iron

Solidificalion + Fe3C

Graphitizatlon pOlentlal

+ Graphile

MoUled cast iron

Solid,slale lransformalion Pearlile + Fe3C

(cooling lhrough eulecloid ¡nlerval)

Reheal above eulecloid inlerval

+

_

+ Graphite

Hold above

+ Fe3C

eulecloid ¡nlerval eulecloid ¡nlerval

Pearlite + Temper graphite

Ferrile + Temper graphite

Malleable lron

Figura 12.1 Además de esta primera clasificación fundamental, en la práctica existen también otros factores importantes a la hora de clasificar las fundiciones. Uno de ellos es la microestructura de la fase matriz, que puede ser ferrita, perlita, bainíta, martensita o

White lron

181


austenita y, en relación con las fundiciones grises, la forma del grafito es otro parámetro de importancia capital, existiendo las fundiciones grises laminares, esferoidales o nodulares y las de grafito compacto. Nótese también que las fundiciones tienen unas temperaturas de fusión claramente inferiores a las de los aceros (Figura 2.1), por lo que las instalaciones (hornos) necesarias para su fabricación son más sencillas y económicas. Por otro lado, al ser aleaciones con muy alto contenido en carbono son, en general, muy frágiles, no se pueden conformar por forja, laminación o extrusión, sino que las piezas de fundición se conforman directamente por moldeo.

12.2. Fundiciones blancas

Tal y como se esquematizaba en

Figura 12.1, se denominan fundiciones blancas a las

aleaciones de hierro y carbono' que terminan su solidificación a 1148°C con la transformación eutéctica siguiente: Liq (4.3%C)

Austenita (2.1%C) + Fe3C (6.67%C)

Este agregado eutéctico, que forma el constituyente matriz de las fundiciones blancas, recibe el nombre de ledeburita. Dada la elevada proporción de cementita en la ledeburita (48%), se trata de un constituyente muy frágil y duro. Por esta razón el interés industrial máximo radica en las composiciones hipoeutécticas (2.1 < %C < 4.3). De cualquier manera, todas las fundiciones tienen, además de carbono, contenidos significativos de silicio tal y como se refleja en la Figura 12.2, que tembién muestra, en lineas discontinuas, la combinación de contenidos en carbono y silicio que saturan la austenita (%C + 1/6%Si = 2.0)y los que definen la posición del punto eutéctico (%C + 1I3%Si = 4.3). Por todo ello podremos estudiar mejor la solidificación y las transformaciones en estado sólido de las fundiciones blancas sobre un diagrama Fe-Fe 3C modificado por la presencia de un cierto porcentaje en silicio. La Figura 12.3 muestra la sección del diagrama temario Fe-Fe3C-Si correspondiente a un 2% de silicio (recuérdese el carácter gammágeno del silicio). El silicio es un elemento que no tiene afinidad por el carbono (en realidad es grafitizante) sino que aparece formando una solución sólida tanto en la ferrita como en la austenita. Vemos además, que las líneas! corrrespondientes a las dos reacciones invariantes del diagrama binario, la transformación eutéctica y eutectoide, ocurren en el diagrama temario en un cierto rango térmico (de acuerdo con la regla de las fases, existe un grado de libertad).

182


+

%C

Si=4.3

Ductile Irans

I

Gray Irons

o __ o Silicon Content-Percent

Figura 12.2

Del ta

1500

I

I

260 o

-

240o

oc

1 !\ \ 1\' I \

1400

!

I

220o

,

I

I

I

o

I

II

I

-

200o

I

I

l.

1

E 18 0

16 0

o

o

Austenit é

+ Ferrit e 140 o

Ferrite

! I

,

1\:

Austenite

I

I

,

I,

I

I

I

/

I

1 !

i/-'1

+ Carbide

I

I

900

I

I

+-

i

Al!

I

I I

,

1

V

I

IFerrite Austenite

1+ C¡rbide

I

700

I

120 o

I

i I

! i

!

I

800

Ferrite

+ Carbide

I

I I

II

I

600

I

I 1.0

I

¡

2.0

3.0

Carbon Content-Percent By Wcight

Figura 12.3

4.0

I

o C

000


183

En el análisis de las fundiciones se suele utilizar el concepto de carbono equivalente (CE) con el fín de determinar cual es la situación de una fundición cualquiera en relación al punto eutéctico del diagrama binario Fe-Fe3 C. El carbono equivalente se calcula a partir del contenido en carbono de la fundición modificado por el contenido en silicio y fósforo del modo siguiente: CE = %C + %Si/3 + %P/3 Así, una fundición con 3.2%C, 2%Si y O,4%P tiene un CE igual a 4%, de modo que será hipoeutéctica, mientras que en una fundición con el mismo contenido de carbono y silicio pero con 1.3%P, su CE es 4.3% y tendrá justo la composición eutéctica.

Al enfriar una aleación hipoeutéctica desde el estado líquido (por ejemplo 2.5%C-2%S i en el diagrama de la Figura 12.3), primero se formará austenita y posteriormente la solidificación termina por reacción eutéctica (ledeburita: austenita + cementita). Al continuar el enfriamiento, la austenita pierde progresivamente carbono (línea precipita en forma de Fe3C. Por último la austenita eutectoide termina transformándose en perlita. De este modo, la microestructura final de cualquier fundición blanca hipoeutéctica constará de unos dendritos globulares de perlita (constituyente disperso) rodeados por el constituyente eutéctico o ledeburita, que a su vez consta de una fase matriz de cementita con regiones dispersas de perlita en su interior. La imagen final entonces de estas fundiciones se puede asimilar a una esponja de cementita cuyos huecos están rellenos de perlita; se tratará entonces de unos productos duros (sobre 350 HB) y resistentes al desgaste, pero muy frágiles y dificiles de mecanizar. Debe destacarse también la buena colabilidad de estas aleaciones ya que tienen una temperatura de fusión 400°C menor que la del hierro puro. 12.2.1. Fundiciones blancas aleadas Aunque la principal propiedad de las fundiciones blancas es su gran dureza y resistencia al desgaste, estas propiedades pueden mejorarse significativamente aleándolas convenientemente, de tal manera que la principal característica de la familia de las fundiciones blancas aleadas es la obtención de productos con una extraordinaria resistencia a la abrasión, que se utilizarán en la construcción de elementos de molienda y trituración de minerales, áridos, etc. Todas estas fundiciones tienen cromo con el doble propósito de evitar la formación de grafito y de formar unos carburos de gran dureza. La norma ASTM A532 clasifica las

que


fundiciones blancas aleadas en dos grandes grupos (clases 1 y 11) cuyas composiciones químicas y dureza se presentan en la Tabla 12.2.

La clase 1 la constituyen las fundiciones al niquel-cromo, conocidas como fundiciones

Ni-Hard, mientras que la clase 11 agrupa a las fundiciones al cromo-molibdeno de alto cromo. El efecto principal del niquel, que es el principal aleante de las fundiciones Ni-Hard, es el de incrementar su templabilidad, de tal manera que en piezas pequeñas (bolas de molino, por ejemplo) se forma directamente martensita en un enfriamiento al aire. Los grados más altos en níquel (menor temperatura Ms) originan importantes contenidos de austenita retenida a temperatura ambiente. Estas aleaciones deben finalmente revenirse entre 205 y 260°C con objeto de eliminar las tensiones de temple y transformar la austnita retenida. Se obtienen de este modo productos muy duros dado que la presencia de cromo promueve la aparición del carbono en forma de carburos mixtos de hierro y cromo (el cromo contrarresta el efecto grafitizante del niquel) y la austenita se transforma en martensita en el enfriamiento. Cuando el requisito principal es asegurar una buena resistencia a la abrasión mientras la resistencia al impacto es solo un factor secundario se emplearían las fundiciones de mayor contenido en carbono de la familia (tipo A), mientras que si además se busca una cierta resistencia al impacto habrá que seleccionar los grados de menor contenido en carbono (tipo B), que al tener una proporción menor de carburos poseerán una mayor tenacidad. El mayor contenido en

184


aleantes de la fundición Ni-Hard tipo D permite obtener un producto con una mayor resistencia a la corrosión. Las fundiciones Ni-Hard se emplean principalmente en la fabricación de bolas y placas antidesgaste de molinos y de tuberías y bombas que manejan pastas abrasivas. Cuando el contenido de cromo de una fundición blanca supera el 10%, los carburos eutécticos que se forma son ya del tipo M 7C3 en vez del M3C que predomina en las fundiciones de menor contenido en cromo, lo que supone un incremento de su dureza. Este cambio supone también una modificación del patrón de solidificación de manera que los carburos M7C3 aparecen dispersos en una matriz de austenita, mientras que por

el contrario los carburos M 3C son la fase matriz en las fundiciones de menor contenido en cromo. De este modo las fundiciones blancas hipoeutécticas con carburos M 7C3 son más duras y tenaces que las que poseen menos cromo, es decir, carburos M 3C. Así, las fundiciones altas en cromo (%Cr entre 12 y 28) son unos productos con buena resistencia a la abrasión, tenacidad y resistencia a la corrosión. Como el cromo está unido al carbono formando carburos, su efecto sobre la templabilidad del producto es mucho menor que el de otros elementos como el molibdeno, níquel, manganeso o cobre, que se añaden con objeto de transformar la austenita en martensita. La solidificación de todas estas fundicones hipoeutécticas comienza formando dendritos de austenita y continúa dando lugar al constituyente eutéctico de austenita+M3C. En condiciones de equilibrio (enfriamiento muy lento) precipita una cierta cantidad de carburos de cromo entre la temperatura eutéctica y la eutectoide (en torno a 760°C) y por debajo de esta temperatura la austenita se tansforma en perlita o en martensita dependiendo de la velocidad de enfriamiento y del grado de aleación de la fundición. Muchas veces la microestrucura del estado bruto de colada queda con una cantidad importante de austenita no transformada. Con objeto de conseguir la máxima dureza y resistencia a la abrasión es preciso realizar un tratamiento térmico para obtener una matriz completamente martensítica. La Figura 12.4 muestra las curvas de transformación isoterma de dos fundiciones de alto cromo, %Cr=IS y 28% respectivamente). El tratamiento térmico consiste en una austenización que se realiza en el rango 9S0-10S0°C seguida de un temple al aire hasta una

temperatura algo inferior a la de la transformación perlítica (SOO-600°C), a continuación puede ya emplearse una velocidad de enfriamiento menor para minimizar las tensiones residuales. También se recomienda utilizar una velocidad de calentamiento pequeña para evitar el posible agrietamiento inducido por tensiones térmicas (velocidad inferior

185


186

a 30°C/h en formas complejas) y mantener la temperatura de austenización el tiempo suficiente para permitir la disolución de los carburos de cromo. Finalmente se recomienda también realizar un revenido entre 200 y 230°C para relajar las tensiones de temple y transformar la austenita retenida (la microestructura

temple suele tener entre

10 y 30% de austenita retenida). En ocasiones, con objeto de eliminar completamente la austenita retenida es preciso realizar tratamientos subcero o revenidos a temperaturas del orden de los 730°C, que conllevan la desestabilización de la austenitaa en virtud de la precipitación de carburos y su transformación en martensita en el enfriamiento posterior. 1000 900 800 700 600 500 E 400 1-

300 200

100

o 1

10 I

10

I

10 2

10 3

min

!

1100

Class 111

1000

10

4

Time

Crl whita iron, 2.6C, 0.8Si, 0.6Mn. 27.8Cr

30 h

T A = 1010 oC

900 800 700

uo

600 500

c.

E 400 1-

300 200 100

o 1

10

103

10 2 10

Time

Figura 12.4

10 2

10 3

4

10

min 30 h

187


Por último, la Figura 12.5 expone (a. fundiciones austeníticas, b. fundiciones martensíticas) la variación de la resistencia a la abrasión (volumen desgastado), la dureza y la tenacidad a la fractura en condiciones dinámicas de estos productos en función del contenido de carburos y de la microestructura de la fase matriz (austenita o martensita). 650

. E 30

188

·

550

20

450

20

400

O O

E

350

··

IDA

10

900

>

E

>

950

EE 30

500 o

HV50

...

1000

600

·

E

lOSO

40

> 10

300

10

20

30

40

63

O O

50

10

20

30

40

Carblde volume, %

Carbide volume, %

(b)

(a)

28 26 a.

24

22 20 18 u.

16

1 4

O

10

20

30

40

50

Carblde volume, %

Figura 12.5 12.3. Fundiciones grises

Las fundiciones grises son aquellas en las que el carbono aparece en forma de grafito, al solidificar de acuerdo con el diagrama estable Fe-e. Se había indicado anteriormente que para que una fundición siguiera el diagrama estable debía poseer una alto potencial grafitizante (normalmente alto contenido en silicio) y/o haber sido enfriada muy lentamente. Por esta razón todas las fundiciones grises tienen contenidos en silicio entre el 2 y el 3%, de modo que las transformaciones de estos productos pueden seguirse mejor sobre el diagrama hierro-carbono estable modificado por la presencia de un 2.5% de silicio, que se muestra en la Figura 12.6. El concepto de carbono equivalente (CE),

650 50

>

188


que se había definido a propósito de las fundiciones blancas, sigue siendo igualmente válido con las fundiciones grises. El diagrama de la Figura 12.6 también muestra que en virtud de la pequeña proporción de grafito en la eutéctica (menor del 3% en peso), la fase matriz de solidificación de las fundiciones grises es siempre la austenita.

1500

Liquid (L)

Austenite + L

1200

a.

rustenite + L + graphite

E

Austenite + graphite

900

Q.

ferrite + austenite + graphite

u·ferrite

Ferrite + graphite 60

o

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

Carbono %

Figura 12.6 Hay tres factores principales que gobiernan las propiedades de las fundiciones grises: - La ausencia de carburos - La fonna y distribución del grafito. - La microestructura de la fase matriz. Una misma fundición, dependiendo de sus condiciones de enfriamiento, puede

solidificar como fundición blanca o como fundición gris. Para idénticas condiciones de refrigeración (por ejemplo, moldeo en coquilla y enfriamiento al aire), la velocidad de enfriamiento será tanto más lenta cuanto mayor sea el tamaño de la pieza o, mejor, cuanto mayor sea su módulo másico (volumen/área superficial). De este modo si la velocidad de enfriamiento es muy rápida se formará fundición blanca (con carburos),


189

que se convierte progresivamente en gris conforme disminuye la velocidad de enfriamiento empleada, pasando por una microestructura intermedia de fundición atruchada (coexisten grafito y carburos). La fase matriz de la fundición gris a temperatura ambiente, que se forma por transformación de la austenita en el enfriamiento, evolucionará tambien desde perlita hasta ferrita conforme la velocidad de enfriamiento disminuye. Por otro lado, definida una determinada velocidad de enfriamiento, el potencial grafitizante de la fundición, que depende de su composición química, debe ser suficiente para que todo el carbono aparezca en forma grafito. La Figura 12.7 expresa el potencial grafitizante de los diferentes elementos de aleación medido como profundidad de formación de una capa de fundición blanca ("depth of chill"):

elementos más grafitizantes (Al, Si, Ti, C) son los que reducen más

significativamente el espesor de capa blanca. Por otro lado, el fuerte efecto blanqueante del azufre normalmente no se aprovecha ya que se trata casi siempre de un elemento residual, que además está fuertemente unido al manganeso formando MnS. 50 p

37.5 E E

o

25

o.

Graphitizing elements. %

(el 50

s 37.5 \---+--+----+---+---+----+ E E

25 o.

w 4

Carbide·promoting elements. %

Figura 12.7

190


Las diferentes morfologías del grafito (a 100x) se muestran en la Figura 12.8. El grafito de las fundiciones grises aparece habitualmente en forma de láminas (grafito tipo A). Este tipo de grafito suele estar asociado a un óptimo de las propiedades mecánicas de la fundición. Cuando la solidificación tiene lugar de una manera más rápida se forma el grafito tipo B o en forma de rosetas. El grafito tipo C, caracterizado por unas láminas muy grandes y groseras, es el que aparece en las fundiciones hipereutécticas. La morfología del grafito tipo D ocurre en fundiciones hipoeutécticas o eutéctícas enfriadas a gran velocidad: es el grafito puntual. Por último, el grafito tipo E, caracterizado por tener unas láminas muy finas y orientadas, es la morfología que aparece en las fundiciones muy hipoeutécticas. No solamente la forma del grafito es importante, sino también su tamaño y proporción, ya que ambos factores influyen directamente en la resistencia mecánica de las fundiciones, como pone de manifiesto la Figura 12.9. Type B

Type A

Type

Roselle

Unilorm di.tribulion, rondom oru,ntohon

e

Type E

Interdendritic seQreQolion, preferred orlentotion

lnterdendritlc

Superimposed tloke

rondo m orlenlation

rondom orientotion

rondom

Figura 12.8 415 a..

345 c:

275 c:

135

100 3.25

205

3.5

3.75

4.0

4.25

4.5

4.75

0.125

0.25

0.375

0.50

0.635

0.75

0.90

Maximum flake length, mm

Carbon equivalent, %

Figura 12.9 La fase matriz más habitual de las fundiciones grises es la perlita, que se forma por transformación de la austenita en la región eutectoide, es decir que en esta gama de temperaturas la fundición no sigue ya el diagrama estable (Figura 12.6) sino el diagrama metaestable (Figura 12.3). De cualquier manera, si la velocidad de enfriamento es muy

191


lenta o si el potencial grafitizante de la aleación es elevado se pueden obtener matrices fenito-perlfticas o incluso ferríticas, en cuyo caso la resistencia mecánica disminuye. Por otro lado, cuando el contenido de fósforo de una fundición gris sobrepasa un 0.070% se forma un nuevo constituyente denominado esteadita, que es un eutéctico ternario de hierro, Fe3C y Fe3P, que funde a 930°C, siendo de este modo el último componente en solidificar (aumenta la colabilidad de la fundición). La presencia de esteadita, como la de los carburos de hierro, aumenta la dureza pero disminuye la resistencia mecánica de las fundiciones grises. La norma ASTM A48 divide las fundiciones grises en diferentes clases en función de su resistencia mecánica (el número identificativo de cada clase expresa su resistencia a la tracción en ksi). La Tabla 12.3 muestra la composición química, resistencia a la tracción, resistencia a compresión y módulo elástico a tracción de las distintas clases de fundiciones grises. Ya se había puesto de manifiesto (Figura 12.9) que las fundiciones que presentan la mayor resistencia y módulo elástico son las que poseen un menor CE y que han sido enfriadas con una cierta rapidez para obtener láminas de grafito muy pequeñas (la separación interlaminar de la fase matriz perlítica también será pequeña). Debe también resaltarse que la resistencia a la compresión de las fundiciones es tres o cuatro veces mayor que su resistencia a la tracción.

C1ass 20 C1ass 30 C1ass40 C1ass 50 C1ass6O

3.40-3.60 3.10-3.30 2.95-3.15 2.70-3.00 2.50-2.85

A48c1a. 20

25 30 35 40

50 60

2.30-2.50 2.10-2.30 1.70-2.00 1.70-2.00

modulu.

HB

152 179 214 252 293 362 431

572 669 752 855 965 1130 1293 I

,

156 174 210 212 235 262 302

66-97 79-102 110-138 130-157 141-162

Tabla 12.3

Las fundiciones grises constituyen más del 90% de todas las fundiciones. Aparte de su fácil moldeo, se mecanizan muy bien (las láminas de grafito favorecen la operación al cortar la viruta producida en el mecanizado). Otro efecto positivo de la presencia de grafito es la capacidad que tienen estos productos para amortigüar vibraciones y sonidos; de ahí su utilización en la fabricación de bancadas de máquinas y motores. Un

192


último problema inherente a las fundiciones es su inestabilidad dimensional al calentarlas por encima de 400°C en virtud de la transformación de la cementita de la perlita (p=7.4 g/cm 3 ) en grafito (p=2.2 g/cm3). La Figura 12.10 da cuenta del hinchamiento lineal de las fundiciones grises a 455°C (aleación base: 3.3%C-2.2%Si) y del efecto positivo que a este respecto tienen pequeñas adiciones de elementos carburígenos como el cromo y el molibdeno. 0.050

o Iron A 0.31% Cr · Iron B 0.23% Mo, 0.26% Cr Iron C 0.29% Mo, 0.63% Cu Iron D 0.29% Mo, 0.05% Sn

0.040

0.020

0.010

__

__

o

500

1000

1500

__ 2000

2500

3000

3500

Time, h

Fi gura 12.10 12.3.1. Tratamientos térmicos Aunque las fundiciones grises suelen utilizarse directamente en estado bruto de moldeo, en ocasiones concretas puden ser objeto de tratamiento térmico con objeto de conseguir unas características determinadas. Los tratamientos térmicos más habituales son los de recocido, relajación de tensiones y normalizado. El resto de los tratamientos térmicos habitualmente utilizados con los aceros (temple, austempering, martempering, etc.) solo se ejecutan en las fundiciones ligeramente aleadas con el fín de incrementar su templabilidad. El tratamiento de recocido se utiliza para mejorar la maquinabilidad de estos productos e implica la obtención de una matriz ferrítica. La transformación de la fase matriz perlítica en ferrita se puede inducir en un recocido subcrítico entre 700-760°C o por calentamiento hasta la región austenítica (800-900°C, Figura 12.6) y enfriamiento muy lento en la región eutectoide.

193


El tratamiento de normalizado consiste en una austenización a 87S-900°C seguida de un enfriamiento al aire para transformar la austenita en perlita. Por último el tratamiento térmico de relajación de tensiones se utiliza para reducir las tesnsiones internas que se generan durante la solidificación y el enfriamiento de una estructutura en estado bruto de moldeo. Consiste en un mantenimiento entre SOO y 6S0°C durante un tiempo variable entre 2 y 8 horas, seguido de enfriamiento al aire.

12.3.2. Fundiciones

aleadas

Las fundiciones grises aleadas se utilizan en aquellas aplicaciones que requieren resistencia a la corrosión o en servicios a alta temperatura (resistencia a la oxidación). Sus elementos aleantes mayoritarios son el silicio y el niquel. Las fundiciones grises altas en silicio son unos productos baratos muy utilizados en aplicaciones a elevada temperatura. Estas fundiciones de matriz totalmente ferrftica, poseen buena resistencia a la oxidación hasta 900°C, en virtud de la formación de una película superficial protectora de silicato de hierro. La Tabla 12.4 muestra las propiedades mecánicas de las fundiciones aleadas con 6% y 14.S% de silicio: nótese el endurecimiento que introduce el silicio en solución sólida en la ferrita. La resistencia mecánica y la resistencia a la fluencia de estos productos se pueden mejorar con pequeñas adiciones de molibdeno (0.S-2% Mo). Comp TypeoriroD

HB

High-siücon iron (14.5% Si) gray iran

13·26 Si)

(a) Unnotched 30.5 mm (1.2 in.)diam

lmpact J

lI·lbr

2.7-5.4{a) 0.1-3(b)

2-4(a) O.l·2(b) 15-23(a)

MPa

25-45 bar bro ken oy era 152 mm (6 in.) span in a Charpy

690

lOO

90·150 (b)

Charpy specimen.

Tabla 12.4 Las fundiciones grises aleadas al niquel son productos de matriz austenítica (su temperatura Ms es inferior a la ambiente) que se caracterizan por una buena resistencia a la corrosión y un buen comportamiento mecánico a alta temperatura. La Tabla 12.S especifica 8 tipos de fundición alta en níquel normalizados en ASTM, cuatro de ellos (2, 2b,3 Y S) definidos para aplicaciones a alta temperatura y otros cuatro (1, lb, 4 Y 6)

para aplicaciones anticorrosivas (industria química, industria alimentaria, valvulería, bombas, etc.). Tal y como se pone de manifiesto en la misma Tabla 12.S, las

194


fundiciones altas en niquel son considerablemente más resistentes (y también más tenaces) que las fundiciones grises sin alear comparables. UNS

TC(.)

1(b) lb 2(e) 2b 3 4 S 6(f)

F41000 F41OO1

SI

Mn

3.oomax 3.oomax 3.oomax

F41oo2 F41oo3 F4 1004 F4100S F41006 F41oo7

NI

Cu

Cr

13.50-17.50 13.So-l7.50

5.50-7.50 S.S0-7.50 0.5Omax O.SOmax O.SOmax O.SOmax O.sOmax 3.So-S.50

1.50-2.50 2.S0-3.50 1.50-2.50

0.So-1.50

loomax

2.60max 2.60max 2.40max 3.oomax

0.So-1.S0 0.50-1.50 18.00-22.00

1.50-2.S0

MP.

2.S0-3.50 4.So-S.50 O.10 max(e) O.10 max(e)

HB(b)

170 20S 170 20S 170 170 140 170

(al Total (al Total for appliealions in whieh!he presence ofeopperoffers eorrosion-resistance advantages. (el (b) Type 1is 2 is for applieations in applieations in whieh eopper eonlaminalion cannol be tolerated. sueh as handling of foods foods or eaustics. (d) is reconnmended. (e) Where increasedhardness. strenglh, and hearresistance are desired. Where sorne machining is required. required. 3.0 lO 4.0 Cr is and where alsocontains lO 2.5103.0%. (f) eKpansivity can be loleraled. Cr may be Mo.

131·183 149-212 118-174 171·248 118-IS9 149·212 99·124 124-174

(a) Mínimum. (b) 3000 kg load

Tabla 12.5 12.5. Fundiciones dúctiles o nodulares

Las fundiciones grises dúctiles, nodulares o esferoidales se caracterizan por presentar el grafito en forma de pequeñas esferas, lo que se consigue al realizar una ligera adición de magnesio inmediatamente antes de realizar la colada. Como se

de manifiesto en la

Figura 12.11 basta una proporción de magnesio residual de 0.03-0.05% para modificar la forma del grafito. Se habla de magnesio residual, ya que el contenido real de magnesio que debe añadirse al caldo depende de su contenido en azufre: en virtud de la alta afinidad existente entre estos dos elementos, en primer lugar se forma MgS. 420 3S0

100

300

80

240 SO

180 c:

a.

40

1-

20

al

120 SO

O

o

o 0.01

0.02

0.03

0.04

0.1

0.2

0.3

Strain, %

Residual magnesium. %

Figura 12.11

0.4

0.5

195


La Figura 12.11 también muestra que la transición de grafito laminar a nodular no es

brusca sino que para las adiciones adiciones insuficientes de magnesio se se forma el grafito compacto, de morfología intermedia entre las otras dos. Dado que el efecto del grafito sobre las propiedades mecánicas de las fundiciones se puede asimilar a la existencia de entallas internas, el paso de grafito laminar a grafito esferoidal se traduce en un fuerte aumento de la resistencia mecánica y de la ductilidad (el cambio de morfología reduce considerablemente la concentración local de la tensión). En la misma Figura 12.11 también se comparan las curvas tensión-deformación a tracción de una misma fundición con diferentes morfologías de grafito. La Tabla 12.6 presenta las propiedades mecánicas y aplicaciones de las fundiciones

nodulares más comunes. Los tres números que identifican el grado de estas fundiciones son la carga de rotura (en ksi), el límite elástico (en ksi) y el alargamiento (en %). %) . Los grados menos resistentes mecánicamente tienen matrices ferríticas, mientras el grado de mayor resistencia mecánica (120-90-02) corresponde a una fundición de matriz martensítica, templada y revenida, siendo los grados intermedios fundiciones de matriz ferrito-perlítica o perlítica. No.

AS1MA395: ASMESA395 AS1MA476:SAE AMS5316C

Gradeor ..

80-60-03

Te(a)

Si

3.00rnin

2.50max(b)

3.00min(c)

Mn

P

S

0.08max

3.0max

0.08max

Ferrilic:

pans for use al elevated Paper rniU rniU

0.05max Ferritic: may be annealed

65-45-12(d)

Mostly fenitic:

l00-70-03(d)

Ferriliclpearlitic: Mostly pearlilic: may be normalized

[20-90-02(d)

SAEJ434

60-42-10 60-42·10 45-30-12 D40 18(1)

oil quenched and tempered

3.0-37 3.20-4.10

1.2-2.3 1.80-3.00

0.25 max 0.10-1.00

0.03max 0.015-0.10

0.005-0.035

CenlrifugaUy casI CenlrifugaUy CenlrifugaUy casI Ferritic Ferritic

04512(1)

Ferriticlpearlitic

05506(1)

Ferriticlpearlitic

07003(1)

Pearlitic

ClassA

Shock·resistant pans: low. service General service

General service BeSI combination of and wear resistance and response lO surface hardening Highesl and wear resistance Culven pipe sewer pipe service Moderalely pans requiring good duclility and machinability pans Moderately requiring moderate machinability HighJy pans requiring good tOllghness Highly parts requiring very good wear resistance and good response to selective hardening

OQ&T(I)

SAE AMS 5315C

or

mUs. al up 10 230 oC

HighJy

3.0min

2.50 max(g)

0.08max

Tabla 12.6

Ferritic: annealed

parts requiring requiring of microslrueture and c10se control of General shipboard service


El m6dulo elástico de estas fundiciones, que varía entre 164 y 176 OPa, no depende apenas del grado y aumenta significativamente con la nodularidad. Los tratamientos térmicos habituales de las fundiciones nodulares son similares a los que se ejecutan en las fundiciones grises laminares (apartado 12.3.1). La Figura 12.12 esquematiza la curva de transformaci6n en enfriamiento continuo (CCT) de una fundici6n nodular genérica y sobre ella se especifican las microestructuras de la fase matriz que se formaría en los enfriamientos propios de los tratamientos de recocido (ferrita), normalizado (perlita) y temple (martensita). La principal aplicaci6n de las fundiciones nodulares es la fabricaci6n de tuberías (por

colada centrifugada) mientras que la segunda aplicaci6n en importancia corresponde al sector del autom6vil.

Upper critical temperature

y

---

Annealing Quenching

Time

Figura 12.12 12.5.1. Fundiciones nodulares austemperizadas, ADI Recientemente ha habido un gran interés en el desarrollo de las fundiciones nodulares tratadas térmicamente por austemperizado (véase apartado 7.4.2). La Figura 12.13 muestra, sobre un diagrama genérico de la transformaci6n isoterma de una fundici6n

tratam iento nodular ligeramente aleada, el tratamiento térmico de austemperizado. Este tratamiento consiste en una austenizaci6n seguida de un enfriamiento rápido del producto (normalmente en sales fundidas) hasta alcanzar una temperatura intermedia que se mantiene el tiempo suficiente para que la austenita metaestable se transforme en ferrita

197


YH (estadio al tiempo que la austenita no transformada se enriquece en carbono, YH (estadio acicular al

1 de la transformación). El tratamiento isotermo se detiene antes de alcanzar el estadio 11 de la transformación de la austenita, consistente en la formación de ferrita y cementita. Esta transfonnación no habitual de la austenita en la región bainítica viene promovida por la presencia de 2-3% 2-3% de silicio, que por su carácter grafitizante, retrasa mucho mucho la posterior al aire, la austenita no transformada, fonnación del Fe3e. En el enfriamiento posterior

enriquecida en carbono, YH, no se transforma en martensita ya que su temperatura M., como se observa en la misma Figura 12.13, ha descendido por debajo de la temperatura ambiente.

Upper critical temperature

+ graphite

5tage 11 + FeJe) bainite

i

M

:\ : \ I

\

\

\

1\1 \ Mf

1\

Room temperature

1\

·

\

I

\ \

1 1

\

\

\ \

\ \

\ \

\

\ \

\

\ \

\

\

\ \

\

\

\

Time

Figura 12.13 Las fundiciones ADI ("austempered ductile iron"), cuyas propiedades mecánicas se presentan en la Tabla 12.7, son unos productos productos que se han aleado ligeramente (1-2%) con níquel, molibdeno y/o cobre para mejorar su templablidad y posibilitar la realización del tratamiento de austemperizado. La Figura 12.14 compara las propiedades

198


mecánicas fundamentales de las fundiciones ADI con las de las fundiciones templadas y revenidas y con los grados ASTM convencionales (recocidas y normalizadas). Yleld (min)

lmpad(.)

1\

125 550 150

100

1050

700

175-125-4

175

125

1200

850

200

155

1400

\100

230

185

1600

75

10 10 7 7 4 4 I I

80

850

100 60 80

HB(c)

269·321 269·321 302-363 302·363

45 60 25

35

(b) (b)

1300

·lbr

388-477 388-477

(b) (b)

(a) Unnolehed Charpy bars tested at72 ±7 °F (22 ±4 oC). The values in

table are a minirnwn for the average of!he highesl test 155-1, 1100-1. values offoar tesled samples. (b) Elongation and impacl requirements are no! specified. Although 185, and and have applications are used for gear gear and wearresistanee applieations, grades where some sacrifice in wear r esistance is accep13ble in arder to and toughness. (e) Hardness is nal to provide a lirnited amount of mandalory and is shown for infonnalion

Tabla 12.7

1400

AUSTEMPERED

1200 160

\

1- 140

z a:: 120

1(J)

100

\ , \

1-

z 800 \

\

...J

z

1000 \

1(J)

...J

\

TEMPER

80

600

1-

z 1-

60

40

ASTM GRADES

0

5

10 ELONGATION

400 15

20

Figura 12.14 Otro punto, importante a tener en cuenta c uenta es que las propiedades finales de las l as fundiciones ADI están muy influenciadas por la temperatura a la que se realiza el mantenimiento isotérmico de austemperizado. Cuando esta temperatura es baja (200260°C) se obtiene una microestructura muy fina de gran dureza y resistencia al desgaste, mientras que para las temperaturas más altas (300-350°C), se obtienen productos de alta tenacidad y resistencia a la fatiga. La Figura 12.15 muestra la variación de las propiedades mecánicas fundamentales de dos fundiciones ADI (con diferente contenido en manganeso) al manganeso) al variar la temperatura de austemperizado.

199


1790 Tensile strength

1655

150

1515 1380

... .,

1240

120 90

11 00

Yield

965

strength

60

825 30

690 260

240

290

315

345 370

400

Austempering Austempering temperature. temperature. · C

o 240

260

290

315

345

370

400

Austempering temperature. oc

Figura 12.15

12.6. Fundiciones maleables

Las fundiciones maleables difieren del resto de las fundiciones descritas en los apartados anteriores en que se trata de fundiciones que inicialmente son blancas (microestructura a base de cementita y perlita) y se convierten en fundiciones grises en un tratamiento térmico postrerior. Por esta razón esta familia de fundiciones tienen un contenido en silicio intermedio entre las fundiciones blancas y grises (véase Figura 12.2). El tratamiento de maleabilización de la fundición blanca consiste en un calentamiento de austenización entre 800 y

y mantenimiento suficientemente prolongado (entre

20 y 30 horas) para descomponer toda la cementita en grafito, de acuerdo con la siguiente reacción: Fe3 C

y + Grafito

La microestructura final resultante del tratamiento será grafito, del tipo compacto, en

una matriz de ferrita, ferrita y perlita o perlita, dependiendo de la velocidad del enfriamiento posterior a la austenización. Las propiedades mecánicas de esta familia de fundiciones va a depender principalmente de la microestructura de la fase matriz. Una fundición maleable de matriz perlítica puede tener una resistencia de 400-600 MPa con alargamientos entre 10 y 2%. Estas fundiciones reciben el nombre de fundiciones maleables de corazón negro o americanas para diferenciarlas de otras fundiciones maleables que se producen en Europa, denominadas de corazón blanco, y que resultan de la descarburación superficial de la fundición blanca de partida.


200

El tratamiento de maleabilización europeo consiste en un recocido oxidante con el que se trata de descomponer la cementita y eliminar todo el carbono del producto por difusión hasta la periferia de la pieza y salida de ésta por combinación con el oxígeno para producir CO2· El tratamiento consiste entonces en la austenización de la fundición blanca de partida a una temperatura muy alta (950-1050°C) y permanencia durante 75100 horas para facilitar la salida del carbono. De cualquier manera no todo el carbono

disuelto en la austenita logra difundir hasta la superficie, por lo que es necesario realizar un enfriamiento lento hasta unos 650°C para evitar la precipitación de Fe 3C y la formación de perlita en la región central de la pieza. La microestructura final de estas fundiciones es totalmente ferrítica en la superficie, pudiendo también quedar pequeños nódulos de grafito en el centro de la pieza, cuando éstas tienen un diámetro superior a 7 mm. La fundición maleable europea posee una resistencia a la tracción en torno a 350 MPa, 5-20% de alargamiento y una dureza Brinell de aproximadamente 150 unidades.

201

BIBLIOGRAFIA

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202

203

AnexoI

6.0

2.0

1.0 0.70

0.0 I

I

: I

I ,

,

I

z

0.20

o

3.0

III

2.0 ROUND

BARS

1.0

I

11/4

.1 1/2

WATER- COOl.ED END -INCHES

DISTANCE

B.O

r

7.0

0.1 11

6.0

Ir

"

2.0

I

1.0 0.70

I 1

4.0 0.2 3.0

2.0 ROUND BARS

1.0 I

11/2 '/2' I DISTANCE FROM WAn:R-COOLED END-INCHES

2

204

AnexoI

8.0

0.2

7.0

LO

1

,1

0.7

I

2.0

ROUND

1.0

RS

I

I

1/2

11/2

2

OISTANCE FROM WATER-COOlEO ENO -INCHES

8.0

7.0

6.0

¡I I II

2.0

z..J

1.0 0.7

I

Z

a:CIl

>0

4.0 0.2

2.0 1.0

I 1 OISTANCE FROM WATER-COOlEO ENO-INCHES

2

AnexoI

205

B.O 0.4

7.0

2.0

LO

&.0 I

0.7

I

I

CI'I

1

I

4.0

ID

2.0 ROUND

1.0

1/2

2

I


8.0 r

· 2.0

7.0

1I

6.0 1CI' I

r

I

I

1.0

I I

0.70

I

4.0

2.0 1.0

ROUND BARS


AnexoI

206

100 O· · 20

eo

,

,

I

I

"

I

10

010

60

I

0.2

20

z 10

1"2

OIST"NC[

2

[NO

10.0

2.0

LO ,

1,

7.0 0.7

I

i5

2.0 LO

III

0.70

AnexoI

1.0

10.0

0.7

ooNO

7.0

I

0

..

· O.,

1.0

.

Il't ENO

1.00.7

10.0

7.0

, 0

2.0

o.·

1.0

lit

r

,1,.

Aceros y Fundiciones

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