Aceros Tratamientos Termicos e Inox

ACEROS Y FUNDICIONES:

ESTRUCTURAS, TRANSFORMACIONES,

TRATAMIENTOS TERMICOS y APLICACIONES

F. J. BELZUNCE

Universidad de Oviedo, 2001

ACEROS Y FUNDICIONES:

ESTRUCTURAS

TRANSFORMACIONES

TRATAMIENTOS TERMICOS

y

APLICACIONES

Micrografas de la Portada:Identifquelas con las siguientes composiciones qumicas

Fe-O.150/0CFe-O.S%CFe-O.750/0CFe-1.2%CFe-O.080/0C-19%Cr-100/0NiFe-O.030/0C-19%Cr-80/0NiFe-30/0C-2.S%SiFe-3.2%C-40/0Ni-2.5%Cr-l %Mo

1. FASES Y ESTRUCTURAS

1.1. Introduccin

1.2. Constituyentes alotrpicos del hierro

1.3. Constituyentes simples de los aceros

1

1

5

2. TRANSFORMACIONES EN EL DIAGRAMA HIERRO-CARBONO

2.1. Diagrama hierro-carbono 7

2.2. Descomposicin de la austenita en un enfriamiento lento 8

2.3. Cintica de la transfonnacin de la austenita 11

2.4. Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre las transformaciones

ferrito-perlticas 15

2.5. Austenizacin de los aceros 17

3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS

3.1. Introduccin 21

3.2. Distribucin de los elementos aleantes 21

3.3. Modificacin del diagrama hierro-carbono 23

3.4. Efecto de los elementos de aleacin sobre la cintica de la transformacin

austentica

4. TEMPLE DEL ACERO

4. 1. Martensi ta

4.2. Transformacin martenstica

4.3. Transferencia tnnica durante el temple de los aceros ..

4.4. Tensiones de temple ..

5. DETERMINACION PRACTICA DE LA TEMPLABILIDAD

5.1. Templabilidad ..

5.2. Penetracin de temple .

5.3. Dimetros crticos reales y dimetro crtico ideal ..

5.4. Ensayo Jominy .

25

2730

33

37

41

41

42

47

6. REVENIDO DE LOS ACEROS6.1. Introduccin 55

6.2. Etapas en el revenido de los aceros 55

6.3. Efecto de los elementos de aleacin 576.4. Propiedades mecnicas de los aceros templados y revenidos 576.5.Estimacin de la dureza de un acero templado y revenido 606.6. Fragilizacin durante el tratamiento de revenido 64

7. TRATAMIENTOS TERMICOS

7.1. Introduccin 67

7.2. Etapas 'en los tratamientos trmicos 67

7.3. Tratamientos trmicos fundamentales 697.4. Tratamientos isotrmicos 75

7.5. Tratamiento intercrtico 787.6. Tratamientos termomecnicos 79

8. TRATAMIENTOS SUPERFICIALES

8.1. Temple superficial 83

8.2. Cementacin o carburacin 87

8.3. Nitruracin 94

8.4. Carboni truracin 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 1079.5. Aceros de gran resistencia 123

10. ACEROS DE HERRAMIENTA

10.1. Introduccin 131

10.2. Aceros para trabajos en fro 13210.3. Aceros para trabajos en caliente 14210.4. Aceros de corte rpido 144

11. ACEROS INOXIDABLES

11.1. Introduccin

11.2. Aceros inoxidables martensticos ..

11.3. Aceros inoxidables ferrticos ..

11.4. Aceros inoxidables austenticos ..

11.5. Aceros inoxidables dplex ..

11.6. Aceros inoxidables endurecibles por precipitacin ..

153

157

160

164

171

176

iii

12. FUNDICIONES DE HIERRO

12.1. Introduccin 179

12.2. Fundiciones blancas 181

12.3. Fundiciones grises 187

12.5. Fundiciones dctiles o nodulares 194

12.6. Fundiciones maleables 199

BIBLIOGRAFlA

ANEXO 1

........................................................................................... 201

203

Captulo 1. Fases y estructuras

1. FASES Y ESTRUCTURAS

1.1. IntroduccinLos aceros y las fundiciones de hierro constituyen con gran diferencia el grupo de

materiales metlicos industrialmente ms utilizado, ya que se pueden fabricar en

grandes cantidades y con costes relativamente bajos. Adems, sus propiedades engeneral y las mecnicas en particular abarcan un intervalo muy amplio, que van desde

productos con resistencias moderadas (200-300 MPa) y ductilidades altas hasta aquellosotros caracterizados por una de las resistencias mecnicas mayores en la gama de las

aleaciones metlicas (2000 MPa).Los aceros y las fundiciones de hierro son materiales basados en las aleaciones de hierro

y carbono, a las que tambin se adicionan otros elementos de aleacin, con el propsito,

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 lmite elstico ronda los150 MPa.

1.2. Constituyentes alotrpicos del hierroAl enfriar una muestra de hierro puro desde el estado lquido experimenta una serie de

transformaciones que se manifiestan ntidamente con tcnicas trmicas y dilatomtricas

(desprendimientos de calor y variaciones dimensionales respectivamente). Al calentar lamisma muestra se inducen idnticas transformaciones en sentido inverso, aunque ahora

las mismas tienen lugar a unas temperaturas ligeramente superiores (histresis trmica),que a su vez son funcin de las velocidades de calentamiento y enfriamiento utilizadas.

Al enfriar una muestra de hierro puro desde el estado lquido, su solidificacin tiene

lugar a 1538C y la estructura cristalina que se forma es cbica centrada en el cuerpo

(BCC, a = 2.93), es el hierro b. El hierro b es estable hasta que se alcanza latemperatura de 1394C, temperatura a la que se transforma en hierro y, de estructura

cbica centrada en las caras (FCC, a = 3.65 ). Finalmente a los 912C, el hierro y setransforma en hierro a, de estructura cbica centrada en el cuerpo (BCC, a =2.9 ). Alcontinuar el enfriamiento hasta temperatura ambiente, la nica transformacin

perceptible es que el hierro se vuelve magntico por debajo de 770C (temperatura deCurie). La Figura 1.1 muestra los citados cambios alotrpicos en un registro delvolumen atmico del hierro en funcin de la temperatura. Debe destacarse que todas

Captulo 1. Fases y estructuras 2

estas transformaciones aparecen acompaadas de cambios volumtricos. Por ejemplo, latransformacin en el enfriamiento del hierro y en hierro a produce un aumento de

volumen, que da lugar a la aparicin de tensiones internas:

Celda de hierro y: 4 tomos de hierro, V = (3.65)3Celda de hierro a: 2 tomos de hierro, V = (2.9)311VIV = 2 (2.9)3 - (3.65)3 I (3.65)3= +0.3%

El parmetro de la red del hierro a a temperatura ambiente es 2.86 .

126

124

~Clg 122ro

~'"E-a 120>

118

I

400 800Temperalure ( e )

Figura 1.1

1200 1600

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 ynitrgeno, en ambas fases, su difusividad y tambin en la capacidad de deformacin

plstica de ambas estructuras. La Figura 1.2 muestra la disposicin atmica de los

tomos de hierro en las dos fases alotrpicas. Debe hacerse notar que la estructura FCC

es ms compacta que la BCC. Por otro lado, los intersticios mayores de la estructura

BCC son los que ocupan las posiciones tetradricas y los segundos ms grandes son los

que ocupan las posiciones octadricas (octaedro achatado verticalmente), que ocupanlos centros de las caras y los centros de las aristas del cubo. Por otro lado, es interesante


remarcar que la estructura del hierro y (FCC), si bien es ms compacta, presentaintersticios mayores que la del hierro a (BCC). Los intersticios mayores en el hierro yocupan posiciones octadricas, existiendo tambin intersticios tetrdricos ms

pequeos. La Tabla 1.1 da cuenta del tamao de las mayores esferas que se ajustaran altamao de los intersticios de las estructuras FCC y BCC.

(a) Metal atomso Octahedral interslces

o

(a) Metal atomso Octahedral interstices

aln

...~~~.. //-'

(b) Metal atomso Tetrahedral interslces

(b) Metal atomso Tetrahedral interslces

Figura 1.2

Estructura Hueco Radio Radio en el hierro, BCC tetradrico 0.29r 0.35

BCC octadrico 0.15 r 0.19

FCC tetrdrico 0.23 r 0.28

FCC octadrico 0.41 r .0.52

r = radIo atmIco

Tabla 1.1


En las aleaciones del hierro con otros elementos distinguiremos entre los elementosintersticiales y los sustitucionales. Carbono y nitrgeno constituyen los denominados

elementos intersticiales (tambin lo son el boro, oxgeno y el hidrgeno) ya que sontomos lo suficientemente pequeos en relacin al tomo de hierro como paraintroducirse en su estructuras ocupando sus huecos internos. Por el contrario, los demselementos, tambin presentes normalmente en los aceros como el manganeso, silicio,cromo, etc., tienen tamaos atmicos mucho mayores y forman con el hierro soluciones

slidas de sustitucin. De cualquier manera, la Tabla 1.2 refleja que incluso loselementos ms pequeos ocupan un volumen mayor que los propios intersticios, de

modo que cuando se incorporan a la red del hierro generan una distorsin en la misma.

Elemento Radio Atmico (A)Hierro 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 nitrgeno 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 lamisma Tabla se puede apreciar que ambas solubilidades son extremadamente bajas atemperatura ambiente, siendo muy inferiores al contenido de estos elementos en los

aceros industriales, por lo que a temperatura ambiente se encontrarn en formasprecipitadas, carburos y nitruros, respectivamente.

Otra diferencia importante a tener en cuenta entre las diferentes estructuras del hierro es

su difusividad. La difusin de cualquier elemento es mucho ms rpida en el hierro a

(estructura ms abierta) que en el hierro y (estructura ms compacta). Por otro lado,tambin la difusividad es siempre mucho ms rpida en el caso de los movimientos de

los tomos intersticiales que en el de los tomos sustitucionales, como se aprecia en la

Tabla 1.4.

Captulo 1. Fases y estructuras

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

Captulo l. Fases y estructuras 6

La solucin slida de insercin del carbono en el hierro y se denomina austenita. El

carbono se coloca siempre en los intersticios octadricos de esta estructura. La austenita

debido a su estructura FCC es una fase blanda, tenaz y amagntica. Sus propiedades

mecnicas dependen del contenido de carbono, pero podramos dar como valores

medios representativos una dureza de 300HB, una carga de rotura de 900 a 1100 MPa yalargamientos comprendidos entre 30 y 60%.Por otro lado, la solucin slida de insercin del carbono en el hierro a se denomina

ferrita. En este caso los tomos de carbono no ocupan los huecos tetrdricos, ms

grandes, sino los octadricos, al estar stos ltimos ms favorablemente situados para

relajar la tensiones inducidas. Los huecos octdricos en el hierro a son asimtricos, porlo que la insercin en ellos de un tomo de carbono desplaza solamente dos de los seis

tomos que lo rodean, lo que desde el punto de vista energtico es ms favorable. La

ferrita, al igual que el hierro a, es magntica por debajo de 770C. Se trata delconstituyente ms blando de los aceros, debido en este caso a su bajo contenido encarbono. Tiene una dureza de 90HB, una resistencia mecnica 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 fnnula F~C. Esta es la fase que se fonna cuando el contenido decarbono de la aleacin excede el lmite de solubilidad de la ferrita o de la austenita. Lacementita es un compuesto intermetlico que, a diferencia de la ferrita y la austenita,

responde a una composicin qumica fija: contiene siempre un 6.67% en peso decarbono. La cementita tiene una estructura cristalina ortorrmbica con los siguientes

parmetros de red: a=4.52, b=5.09 y c=6.74. Su celda unidad es compleja ycontiene 12 tomos de hierro y 4 tomos de carbono. La cementita es ferromagntica

por debajo de 210C. Se trata igualmente de un compuesto muy duro, el ms duro de losaceros (68HRC) y frgil, cuya densidad vale 7.694 g/cm3La cementita es termodinmicamente inestable y por encima de 450C puededescomponerse en sus componentes individuales, hierro y carbono (grafito). Sinembargo, el tiempo requerido para que esta descomposicin tenga lugar es tan grande

que en la prctica, en los aceros binarios Fe-C, nunca ocurre.

Captulo 2. Transfonnaciones en el dialmlma hierro-carbono 7

2. TRANSFORMACIONES EN EL DIAGRAMA HIERRO-CARBONO

2.1. Diagrama hierro-carbonoPara 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 Figura2.1. Esta figura representa en realidad dos diagramas, el metaestable hierro-carbono yel

diagrama estable hierro-grafito, ya que como se ha indicado en el captulo anterior, la

cementita no es una fase estable, aunque dada la lentitud de su transformacin, el

diagrama metaestable es el que tiene un mayor inters prctico para el estudio de los

aceros. El diagrama estable hierro-grafito solo tiene inters en el estudio de las

fundiciones al silicio.

"/

1/

N/

1495' //e)~ .............~ / Solubilily 01.....

"-

........ ~aphne In1394' t'--- / uld Fe

'"~ /

""~ //~ ~ 1/ 1227"~4.26\ I

--

--1-

('y-Fe) 2.08 1154' bU_k-:- -

- - -Austenite 2.11 1148' 4.30 6.69

/912" ,/ Cementlte ...Fe3C)[\ o.~ ~f III ino' ~/'/ !736'1-

-- -- -

_.- ....

O o.n 727"

!,

i

... (a-Fe)Ferrite

1--1-------- -- --

230'-- -- --

--'-- - 1-- 1...-1-

I

II

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 7.0Weighl Percenlage Carbon

100

200

300

500

600

70

800

900

1000

1100

1200

1300

1500(8-F1400

1600

1700

400

Figura 2.1

Captulo 2. Transfonnaciones en el dia:rama hierro-carbono 8

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 % (hastaaproximadamente un 5%). Este diagrama muestra con claridad el comportamientofuertemente gammgeno del carbono: la adicin de carbono al hierro y aumenta el

dominio trmico de estabilidad de la austenita. As, por ejemplo, la temperatura detransformacin del hierro y en hierro () aumenta hasta 1495para un contenido encarbono del 0.17% (punto peritctico del diagrama), mientras que la de latransformacin de la austenita en ferrita disminuye hasta 727C para la aleacin con

0.77% de carbono.

El diagrama metaestable hierro-carbono muestra tres puntos invariantes caractersticos:

Punto peritctico( 1495C): Fase lquida(0.53%C)+Fe () (0.09%C) -~ Fe y (0.17% C)Punto eutctico(l148C):Fase lquida(4.3%C)-~Austenita(2.11%C)+Fe3C (6.67%C)Punto eutectoide(727C): Austenita (0.77%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

transformacin se denominan temperaturas crticas, existiendo as tres temperaturas de

especial inters: Al' A3 Y Acm' Las temperaturas Al y A3 son las que respectivamente

representan el inicio y el final de la transformacin de la austenita desde el dominio

donde estn 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 bifsica

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 transformacin en el enfriamiento o en el calentamiento respectivamente

(Arl, Acl, por ejemplo).

2.2. Descomposicin de la austenita en un enfriamiento lento

La austenita con un 0.77% de carbono se transforma a los 727C en el constituyente

eutectoide, ferrita ms cementita, que se denomina perlita. La perlita de los aceros tiene

la morfologa tpica de los constituyentes eutectoides, es decir, se trata de una

disposicin fina de lminas adyacentes de las dos fases. La transformacin se inicia con

Captulo 2. Transfonnaciones en el dia~ hierro-carbono 9

la formacin de un primer germen de cementita en la junta entre dos granos deaustenita. La formacin del germen de cementita implica la difusin del carbono desde

zonas adyacentes, quedando stas 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 alotrpico. La microestructura a temperatura

ambiente del acero de 0.77% de carbono ser totalmente perltica.

Tomando como referencia el hierro puro, debe tenerse en cuenta que en virtud del

carcter gammgeno del carbono, el inicio de la transformacin de la austenita en ferrita

(Ar3) ocurre a una temperatura tanto ms baja cuanto mayor es el contenido de carbonode la austenita. Los aceros con un contenido en carbono menor del 0.77% se denominan

hipoeutectoides y en su enfriamiento desde la regin austentica comienzan a

transformarse por transformacin alotrpica en ferrita primaria o proeutectoide y

finalmente, cuando se alcanzan los 727C, la austenita an no transformada origina

perlita. La Figura 2.2 da cuenta de como tiene lugar esta transformacin y refleja comola ferrita proeutectoide se origina normalmente en las juntas de grano de la austenita(zonas de mayor energa), luego forma el constituyente matriz del acero

1,0 2,0Compo~iii61 (% en pes C)

Figura 2.2

Captulo 2. TransfOlmaciones en el diagrama hierro-carbono 10

Conocidas la carga de rotura de la ferrita (300 MPa) y de la perlita (800 MPa), la reglade 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 transformacin de la austenita en el

enfriamiento comienza cuando se alcanza la temperatura para la que la austenita queda

saturada en carbono. Esta precipitacin tambien empieza en las juntas de grano de laaustenita, pero ahora el constituyente primario formado es la cementita (cementitaproeutectoide), formndose finalmente perlita al alcanzarse la temperatura eutectoide(Figura 2.3). La cementita es ahora el constituyente matriz de estos aceros: se trata deunos productos muy frgiles.

1100 r---------,.----,----r-,.----,

1000

900

e 800Ql

3~Qla.E 700~

600

500

a

400oL..---.....J....---l..L.o-l---"------l------.I

elComposition (wt"la Cl

Figura 2.3

Captulo 2. Transformaciones en el diagrama 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 saturndose en carbono, que

precipita finalmente en fonna de cementita en puntos triples o en juntas de grano: es ladenominada cementita terciaria (Figura 2.4).

Alomic Percentage Carbon0.05 0.10

(-y-Fe)Austenlte

"

"""'"

"'"'"

.......770 ICURIE TEMPERATURE)f--- (u-Fe)1 .. . "

738'Ferrite 0.020S~~//~ 0.0218:/ I///

/ 1/I

//!/'/

- -- FeC equilibnum (experlmenlal)-FeFe,C equilibrium experimental)1I 1

lS00F

850lS00F80014S0F

oc9501700F

900

500900F

65011S0F

600

75013S0F

70012S0F

10S0F5501000F

450800F

400Fe 0.005 0.010 0.015 0.020 0.025

Weight Percentage Carbon

Figura 2.4

2.3. Cintica de la transformacin de la austenita

La forma ms sencilla de estudiar la evolucin de esta transformacin es mediante

tratamientos isotrmicos a temperaturas subcrticas. En estos estudios se analiza la

evolucin de la transformacin a lo largo del tiempo, manteniendo constante la

temperatura. El efecto de la temperatura se pone de manifiesto al comparar la

transformacin que opera a las diferentes temperaturas de ensayo. Se obtienen de este

modo los diagramas TTT (Transfonnacin-Temperatura-Tiempo), que expresan en undiagrama temperatura-tiempo, el tiempo necesario para que se inicie y para que finalice

Captulo 2, Transfonnaciones en el diagrama hierro-carbono 12

la transformacin, cuando se mantienen isotrmicamente, a una determinada

temperatura, muestras de acero previamente austenizadas. En estas experiencias las

muestras de acero deben enfriarse rpidamente desde la temperatura de austenizacin

hasta la del tratamiento isotermo para evitar que la transformacin comience antes de

alcanzarse la temperatura isoterma. En general, las curvas TTT de los aceros tienen

forma de "c" (Figura 2.5: curva TTT de un acero eutectoide), de tal modo que la narizde la curva representa la temperatura a la que la reaccin ocurre con mayor rapidez (eneste caso sobre 540C), disminuyendo sta tanto al movemos hacia mayores como haciamenores temperaturas. La explicacin reside en que al acercarnos a la temperatura

eutectoide, el grado de subenfriamiento es pequeo por lo que la fuerza impulsora de la

transformacin disminuye (entalpa libre ligada al cambio de fase). Por otro lado, aldisminuir la temperatura de transformacin por debajo de la nariz de la curva, aunque elsubenfriamiento aumenta, la reaccin se ralentiza, al disminuir ostensiblemente la

difusividad del carbono en la red del hierro.

1200

1400

100 200

800

700

600

~ 500::::>

~a:

~ 400:Ew1--

300

200

o

1000

800

600

400

I 1 Illi I I 111, I 1 1 1:11 I 1 111 I I 11I I I I11I- A -

-

-

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a:rJrJ)wzoa:I

11

32

38

40

40

41

43

50

55

57

66

0.5 1 2 5 10

TIME - SECONOS

Figura 2.5

Captulo 2. Transformaciones en el dia~ama hierro-carbono 13

Otro efecto importante que es preciso recordar es que los productos de transformacin

(ferrita+perlita) son tanto ms finos (y por ello, de mayor dureza) cuanto menor hayasido 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 (727C), tiene una dureza de10-20 HRC, se trata de la perlita gruesa, con una separacin interlaminar comprendida

entre 0.25 y 0.5 !!m. Por el contrario, la perlita que se forma en la regin de la nariz de

la curva (sobre 540C) tiene una dureza en torno a 35-40 HRC, la separacininterlaminar de este constituyente es de 0.1-0.2 !!m y se denomina perlita fina.

Las transformaciones perlticas tienen lugar por nucleacin y crecimiento, de tal manera

que su cintica, a una determinada temperatura, responde a curvas del porcentaje detransformacin en funcin del tiempo de tipo sigmoidal, como la representada en la

Figura 2.6 (N YG son las velocidades de nucleacin y crecimiento respectivamente).

1.0

"tJ 0.8(]).E(J) 0.6c:~c:.9C3 0.4roLte;;::'

0.2

N= 1000/cm3/sec /G = 3 x 1O.5cm/sec/

J/

.//200 400 600 800 1000Time, in seconds

Figura 2.6

Las estructuras de transformacin que aparecen por debajo de la nariz de la curva de laFigura 2.5, aunque tambin son mezclas de ferrita y cementita, son claramente

diferentes de la perlita: se denominan bainitas. Cuando la transformacin de la austenita

eutectoide tiene lugar por debajo de 500C, la difusin del carbono resulta ya muydificil, mientras que el salto entlpico ligado a la transformacin austenita-ferrita es

muy grande. La formacin de la bainita a temperaturas entre 500 y 400C (bainitasuperior: 40-45 HRC) se inicia con la formacin de un germen acicular de ferrita ycomo resultado de la necesaria expulsin del carbono, precipita cementita en los

contornos de las agujas de ferrita. Entre 400 y 250C, la difusin del carbono es an

Captulo 2. Transformaciones en el diafmlll1 hierro-carbono 14

ms lenta, de manera que en estas situaciones pequeas lminas de cementita precipitan

en el interior del propio germen de ferrita: es la bainita inferior (50-55 HRC). Laextremada finura de las estructuras bainticas, que no se resuelven al microscopio

ptico, es la responsable de su alta dureza.

Finalmente, cuando se enfria rpidamente una muestra de acero desde el dominio

austentico, de tal manera que no damos tiempo para que la transformacin perltica

tenga lugar, por debajo de aproximadamente 200C, tiene lugar una transformacindiferente, que da lugar a una nueva estructura muy dura, denominada martensita. El

estudio de la transformacin martenstica se realizar en un captulo 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 transformacin martenstica, a

un 50% ya un 90 % de la citada transformacin (el resto, en cada caso, es austenita sintransformar) .Es preciso finalmente sealar que la transformacin 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, tal y como se pone de

manifiesto en las curvas TTT de un acero hipoeutectoide, que se presenta en la figura

2.7.

2

42

15

23

23

25

33

49

~ 1. 11 1I1I1 /1 1"" !'1"

11 11 11111 1I 1111 l' i ;1111A 1-0= Af _. -. .- . ..- - . .-1-. II __ o

-l.A ~ I I- '~..... f f--I-- +--"-f-.-._ - ,

.....--f-- '---""-

o .; 11-0\' ._- I~/~;."~ ........ ~ I I /-o ,; ( "-\ \ ~ F+CA + F+C ~ Il-

o '1 I\ ' 1\ i:M:~ ~'4~ ;-~, -* .........-HM~ol

--HM.oj I I I -I I ' I I I~ . I I-T DIAGRAM ! - EslirncU.d 1 1 i I T~r' i , , 1 I,OAY- , IMIN I1 11 1ill I,~ IHOUR ~6i '1' I 111'111 1I [IITi . l.'

600

100

100 200

120

700

0.5 1 2 5 10

600

o

200 400

I.IJ~ 5001-

~ 80ffi 400a..:eI.IJ1- 300

140800

TIME - SECONOS

Figura 2.7

Captulo 2, Transfonnaciones en el diarrama hierro-carbono 15

La superposicin de la curva que refleja la velocidad de enfriamiento del acero desde laregin austentica con las curvas de tranformacin TTT nos permitir deducir el rango

de temperaturas en el que la transformacin de la austenlta va a tener lugar y, en

consecuencia, conocer las estrcturas que se formarn.

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

perlticasTomando como referencia un acero hipoeutectoide, el efecto de aumentar la velocidad

de enfriamiento, desde el dominio austentico, se traduce en una disminucin de la

temperatura Ar3 (histresis trmica asocida a los procesos de nucleacin y crecimiento).La regin 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 (V3>V2>V1).

\'/, de carbono

Figura 2.8

Se supone que la linea que marca la mxima solubilidad de carbono en la austenita

mantiene su tendencia al descender la temperatura por debajo de la eutectoide, de talmodo que el punto eutectoide E se desplaza hacia contenidos inferiores de carbono (El'E2, ~). La misma figura pone entonces de manifiesto que al aumentar la velocidad deenfriamiento, aumenta tambin la proporcin de perlita del acero, aunque el contenido

Captulo2. Transformaciones en el diaerama hierro-carbono 16

en carbono de este constituyente ser menor que el que aparecera en un enfriamiento

infinitamente lento. Por otro lado, como la transformacin ocurre a temperaturas tanto

ms bajas cuanto mayor sea la velocidad de enfriamiento, el tamao de grano de laferrita y la separacin interlaminar de la perlita disminuirn y, en consecuencia,

aumentarn tanto la dureza como la resistencia mecnica del acero.

Resulta entonces que en un enfriamiento continuo desde la regin austentica a una

determinada velocidad, se requiere un cierto subenfriamiento para que la transformacin

se inicie (tanto ms grande cuanto mayor sea la velocidad de enfriamiento). Por otrolado, los tratamientos trmicos comerciales de los aceros suelen consistir en

enfriamientos continuos (no isotermos), por lo que sera ms apropiado conocer lacintica de la transformacin 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, as como la dureza final obtenida en cada caso. Ntese el

aumento de temperatura que a veces se registra sobre la propia curva de enfriamiento

como consecuencia del desprendimiento de calor asociado a la transformacin.

1000 r---r---r-r-1r-:'I-..,..--,-.......,...,....--,---,--,-,..,---,-------------r-,-,AustenitisierungstemperatlJr 810 ocffaltedalJer 10 min, aufgeheizt in J min

900 f---+--+-+-IH--+-H-+t--f---+-H-1f--+--,....".--,--,..:.......,--'-T-.,.,-..:.......,-.,....-H-/

Figura 2.9

70I I

100 1000

Captulo2. Transformaciones en el dia~ama hierro-carbono 17

En general, los diagramas CCT se encuentran algo desplazados hacia menores

temperaturas y mayores tiempos en relacin a los diagramas TIT.

Compooition: 0.44% C - 0.66% Mn - 0.22% Si - 0.022% P -0.029% S - 0.15% Cr .0.02% V Auateniti d al 880C (16160 F)

AC1 = 735CAC3 = 785CMa = 350C

10' 1QSI I

100 1000I

10Slunderr

"LI----;:!,0-----::!;;----~Minulen

M

--leil __

1000 ----r-:--.-,--,---r-"...,-,--""-,-----,...,...,...-,.-------,,.,,--...,....,.,

I I Auslenilisierungslemperalur 880 'C(Holledouer J min) ou(geheizt in e mi".900~-+--H+--+--+++t1-+--+1-++--+-"--rT"'

Captulo2. Transformaciones en el diagrama hierro-carbono 18

calentamiento, las mismas transfonnaciones tienen lugar a una temperatura ms alta,

debido a la histresis tnnica ya comentada con anterioridad (ver Figura 2.12).

15.50 r------r-.-------,-----,\995%1, \ I - 810\ Ausfeni/8 \',. \ Hom@f7t'OUS't:i \ Ausmnile~ \ -~

a5%AiRtffiile \ \ \V l\ \\. 4ustenite 1'\ -\ Wi!IJ CarIxn '. ..., BOO\ \ . lnhofTlClJenei!i~ \.,.

; 1450 141------\\--l-4-us-ten-v'te-and--+......----+----.;","..,-.., \ \ Residual Coro/do \ " ?8D1 1,\ \ ',.,.\~ 1400 r--+---*-----,---1----'.-:."'I-------j\~r!lfe amAU8/enlfe '-." ?BOand R~/dual Caro/de ....", -" "Pearlite 1"-0... ?4O

IJSO r--I-=--~~;;;;;:;::t=~1'------- ------ ~-----_._---

4ft, 1.20

IJO(] ':-__~:!:_---~---~:-=--_~O ID lOO I[)][] IDODO

'flme, Seconds

Figura 2.11

lO'10

111 I I I'l_ IAUS en;

'/'r:J;

~ I ~#~ ~t,~\ [\ 1/ 11 I/ " 11111 I1,.1 nHE + e

"- hL J 11 f I1", 1/ f'" :1 1/

-........;. I ~ / AC3/ ..., ~n~e 1'" riC rbice/'/ ACl~ I'"errlte+ P arl'te v IV

;;;::;~ V ./ ./ V V V-------=

'~-

720

760

6800.1

700

800

840

780

71.0

820

860

880

Temperalurei:900

Time in seconds

Figura 2.12

Captulo2. Transfonnaciones en el diagrama hierro-carbono 19

Otro aspecto importante asociado al empleo de temperaturas de austenizacin 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 espontneo

que tiene lugar por difusin (movimiento de las fronteras de grano) ya que lamicroestructura final es ms estable al disminuir en ella la extensin de las juntas degrano (menos defectos). La adicin de aluminio como elemento desoxidante de losaceros (aparece en forma de AIN) y de otros elementos como el titanio y el niobio(forman carbonitruros) dificulta el crecimiento del grano austentico, ya que estoscompuestos 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. LaFigura 2.13 muestra tambin como el efecto de afino de grano ligado a la precipitacin

de estos compuestos desaparece bruscamente al sobrepasarse la temperatura a la que

estos precipitados se redisuelven en la austenita.

800 900 1000 oC8 --Y---r-...L-....,.-&---r-..L...-..---. 128

7~t--:J::=:t~.~....~...~....~I..;....;.;;:....JJ 64V~~ Fine-grained --+ '::::::1l 6 ~+--~\i:\.r-,...--r--';:4::H---l 32 ~~ 5 r--r---+-~~t\l~~~::"~+---f--f;:~ii:ii+'+---1 16 ~~ 4 '$~ J::: 8 .~~ Coarse-grained )(!~ iI ~:; : ~~ :::: : !.g .~,::;:~ 1l

.~ ~~ 1 ii Grain-coarsening ~N.. ,,". z ot---+-- temperature -=:::::j:==~~t'llo.~ '/2

- "-1 t-+--+---+--+--+--+-~ '/4-2 L-1...l20~0--L._.L..--'---J._.L..-....I..........L_..I...---I '/a

1400 1600 1800 2000Heating temperature. "F

Figura 2.13

Caprulo2. Transfonnaciones en el diagrama hierro-carbono 20

Captulo 3: Efectos de los elementos de aleacin en los aceros

3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS

21

3.1. IntroduccinLos aceros al carbono son aleaciones binarias hierro-carbono que peresentan unas excelentespropiedades mecnicas y bajo coste. Sin embargo es posible mejorar estas propiedades yespecialmente adaptar estos productos a trabajos en condiciones ms severas (p.e., ambientescorrosivos, altas temperaturas) mediante el uso de elementos de aleacin. El coste de losaceros de media y alta aleacin tambin ser mayor.

3.2.Distribucin de los elementos aleantesPodemos dividir los elementos de aleacin de los aceros en varias categoras atendiendo a lasfases en las que aparecen:

- Elementos que aparecen disueltos en la ferrita- Elementos que aparecen disueltos y tambin forman carburos estables- Elementos que aparecen formando carburos- Elementos que aparecen en forma de inclusiones no metlicas- Elementos presentes en estado libre.

Dentro de la primera categora se sitan elementos tales como el niquel, cobre, fsforo,silicio, aluminio y cobalto, que normalmente aparecen disueltos en la ferrita (formandosoluciones slidas de sustitucin), dado que su solubilidad en la cementita o su tendencia aformar carburos es muy baja. Recurdese que solamente los elementos con radio atmico mspequeo, como el carbono y el nitrgeno, forman soluciones slidas de insercin. El efectoprincipal que origina la entrada en solucin slida de otros elementos en la ferrita es ladistorsin de su red cristalina (diferente tamao atmico), que a su vez produce elendurecimiento de la ferrita. El endurecimiento es notablemente mayor en las solucionesslidas de insercin que en las de sustitucin. Este carcter endurecedor, de mayor a menor,resulta ser: C, N, P, Sn, Si, Cu, Mn, Mo. El niquel, cromo y aluminio apenas afectan a ladureza de la ferri ta..Muchos de los elementos de aleacin empleados en la fabricacin de aceros corresponden a lasegunda categora, siendo entonces formadores de carburos (generalmente ms estables quela cementita), aunque si estn presentes en bajas concentraciones, entran en solucin tanto enla cementita como en la ferrita. Ejemplos tpicos son el manganeso, cromo, molibdeno,vanadio, niobio, wolframio, etc. El manganeso no forma carburos sino que suele aparecer

Captulo 3: Efectos de los elementos de aleacin en los aceros 22

disuelto en la cementita. Un mismo elemento qumico puede fonnar varios carburos distintosen funcin de las proporciones relativas de carbono y del citado elemento presentes en elacero. La Figura 3.1 presenta el diagrama de equilibrio de un acero con 0.2% de carbono ydiferentes proporciones de cromo y vanadio a 70C. Ntese que en este supuesto carburosdel tipo de la cementita (M3C) solo son estables cuando el contenido de cromo es menor del1.2% Yel de vanadio inferior al 0.6%. Cuando cualquiera de estos elementos fonnadores decarburos est presente en mayor proporcin de la necesaria para formar carburos, que a suvez viene detenninada por el contenido en carbono del acero, el resto aparece disuelto en lared de ferrita. Por otro lado, los elementos no carburgenos (silicio, fsforo, aluminio, niquely cobre, en orden decreciente) tienen carcter grafitizante, es decir dificultan la fonnacin decementita y en su lugar promueven la aparicin del carbono en su fonna ms estable, esdecir, grafito.

2'0 r-----------------r----------,

1'5

E::l~..e 10..>


pequea, ya que son funcin del contenido final de oxgeno y de azufre del acero. Desde estepunto de vista el manganeso tiene un efecto beneficioso ya que en virtud de su mayor afinidadpor el azufre impide la formacin de FeS (se forma en su lugar MnS). La fase FeS forma conel hierro un constituyente eutctico de bajo punto de fusin que dificultara mucho lalaminacin en caliente y la forja de los aceros.Por ltimo, elementos tales como el plQmo aparecen en estado libre formando parte de losaceros, es decir sin combinar ni solubilizar.

3.3. Modificacin del diagrama hierro-carbonoA este respecto, los elementos de aleacin se dividen en dos grandes grupos:

- Elementosgammgenos, que expanden la regin de estabilidad de la austenita.- Elementos alfgenos, cuyo efecto es el contrario, es decir, contraen la regin austentica 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 podra llegar a hacer desaparecer por completo el hierro a y obtener as una

estructura de hierro y estable a temperatura ambiente. En otras ocasiones (carbono y ni trgenoson los elementos ms representativos), los elementos gammgenos expanden la regin deestabilidad del hierro y, pero su efecto tiene un lmite marcado por la formacin de otros

compuestos (carburos y nitruros). Cobre y zinc tienen efectos similares a estos ltimos.Por el contrario, muchos elementos de aleacin tienen el efecto contrario, es decir restringen

la regin 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 O y hierro

a) se unen. Dentro de esta categora citaremos a elementos como el silicio, aluminio, berilio yfsforo, junto con los elementos fuertemente formadores de carburos: titanio, vanadio,molibdeno y cromo. Finalmente, en un ltimo caso, elementos como el boro, tntalo, niobio

y zirconio producen la contraccin del bucle de hierro y, pero ahora ste termina formando

determinados compuestos. La Figura 3.2 muestra grficamente todos los casos citados,mientras que las Figuras 3.3 y 3.4 muestran respectivamente el efecto sobre el diagramahierro-carbono de un elemento gammgeno tpico (manganeso) y dos alfgenos (titanio ycromo). En estos dos ltimos casos se destaca que la presencia de los tomos de titanio y de


cromo en la red de la austenita producen una distorsin tal que se reduce considerablemente elcontenido de carbono que satura la austenita a cualquier temperatura.

(a) (e)M M

A4 A4oc{IIIIII

'"u.Q

~ r(/)

A 3 a

Open rfield Closed r-fie1d(d)(b)

M

A4

ClJ::l'"u.6:o

(/)

A3 A3

a

Expanded )'-field Contracted r -field

Figura 3.2

Como consecuencia de los efectos citados, todos los elementos alfgenos aumentan latemperatura eutectoide mientras que los elementos gammgenos la disminuyen. Por otro lado,todos los elementos de aleacin (alfgenos y gammgenos) disminuyen el contenido decarbono del punto eutectoide. Estas caractersticas se cuantifican en la Figura 3.5. Lasfrmulas desarrolladas por Andrews (1965) permiten calcular aproximadamente lastemperaturas AC3 y Ac de los aceros atendiendo a su composicin qumica:

AC3 =910 - 203-VC - 15.2 Ni + 44.7 Si + 104 V + 31.5 Mo + 13.1 WAC1 =723 - 10.7 Mn - 16.9 Ni + 29.1 Si + 16.9 Cr + 290 As + 6.38 W


1500

1400

1300

1200

1100

1000~~Il> 900Q.E~ 800

700

600

//"1- ............

...........

..........

..............

......

I 2, 5'/,,.:;-- ~g'/.

4'/. ~~/6,5~ .../0,35'/. Mn ~~/~VJ. 2'5'I'Mn ~~'4'1. Mn.... / -~~f:::.- ..~ /' \ .Acero 0,35'/. Mn

-~ -V a; carboio I'\--~,Mn9'1.Mn

0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8Contenido en Carbono ('~)

Figura 3.3

900

0'5 1-0 1-5 20Weight % e

1500

t~a; 1100a.E~

900

Figura 3.4

0-5 10 1'5Weight % e

2-0

3.4. Efecto de los elementos de aleacin sobre la cintica de latransformacin austenticaEn virtud de la diferente tendencia que tienen los elementos de aleacin para asociarse con laferrita o de formar carburos, es lgico esperar que su presencia influya sobre la cintica de latransformacin de la austeni ta por debajo de la temperatura crtica Al' Prcticamente todos loselementos de aleacin, a excepcin del cobalto, retrasan la cintica de la transformacin de laaustenita, La explicacin de este hecho reside por un lado en que la presencia de elementos dealeacin en la austenita disminuye la difusividad del carbono en esta fase, y por otro, latransformacin de la austenita implica igualmente un cierto reparto de los elementos de


aleacin entre la austenita, ferrita y carburos, que a su vez implica la difusin (mucho mslenta que la del carbono) de los propios elementos de aleacin.

1200 H'-----------h--l---t-,....-__\_--+--...J

~ 0,80 r:"'=-r--r-----,---r---,----,----r--,.---,g~ 0,60 ~\-\~~~f-__=;""'-o;;;::_t-_j_-_j_-__\_-+-_IlOue

., 040 H~v-f~t:::::F~r:::.....~:::::::f:::::.f.C=o ."ti

.~e 0,20 K-:;:-:-Ip-..c==--....-f~.:::r

Captulo 4. Temple del acero

TEMPLE DEL ACERO

4.1. Martensita

27

Si se enfra rpidamente la austenita a una velocidad mayor que la velocidad crtica de

temple (menor velocidad a la que se impide la formacin de las estructuras perlito-bainticas, que corresponde, por ejemplo, a la curva de enfriamiento tangente a la narizperltica en la Figura 2.5), la transformacin de la austenita tiene lugar por debajo de los250C de un modo muy diferente al que se haba explicado en el captulo 2. La

estructura que se forma como consecuencia de la citada transformacin se denomina

martensita (es la microestructura ms dura y frgil de los aceros) y el enfriamientorpido que hemos debido realizar recibe el nombre de temple.

La martensita es una solucin slida sobresaturada en carbono que presenta una

estructura tetragonal centrada en el cuerpo con los tomos de carbono ocupando

posiciones octadricas intersticiales a lo largo del eje mayor de la celda (eje c, vase laFigura 4.1, donde las posiciones intersticiales x e y estn vacas).

OFe atoms e atoms Octahedral

interstices

"'r

Captulo 4. Temple del acero 28

c/a = 1 + 0.045 %Cde tal modo que una martensita sin carbono tiene la misma estructura que la ferrita (laextrapolacin a carbono cero del parmetro reticular de la martensita coincide con el

parmetro de la ferrita).

oat % e

0'95 1'90 2-85 3'80 4,75

366

362

358

8 - parameter ef fcc austenite '"

3'54

e - parameter ef bet manensite \

2'98

3'50 '----'-----'-----'---'-----'-------'-----".~c:::::l 3.02

' 10 ", .~ ~ HARR I S AND COHEN~ :......'::,Z 5.0 -.l.LI V =6.95xlO-15r455-(M -TIJ5.32 ;:;; '( ~ s q

~ 2.0


ferrita y perlita como en martensita. Es decir, al aumentar la temperatura y el tiempo de

austenizacin la temperatura Ms disminuye. Adems, la cantidad final de austenita

retenida tras el temple aumenta al disminuir la velocidad de enfriamiento, ya que en un

enfriamiento lento damos ms tiempo a que la austenita se vaya acomodando y se

relajen las tensiones internas que surgen como consecuencia tanto del propioenfriamiento como de la transformacin de la austenita en martensita. Todo ello

contribuye a aumentar la estabilidad de esta fase y, en consecuencia, a retrasar su

transformacin hacia temperaturas ms bajas.

4.3. Transferencia trmica durante el temple de los aceros

Tal y como se explic en los apartados anteriores, el endurecimiento de un acero por

transformacin martenstica exige realizar un enfriamiento suficientemente rpido

despus de su austenizacin, lo que exige utilizar un medio refrigerante adecuado

(medio de temple). Por esta razn es importante conocer el proceso de transferenciatrmica que tiene lugar cuando una pieza de acero caliente se introduce en un medio

lquido (agua, aceite, etc.).Cuando una pieza de acero caliente (p.e. a 900C) se introduce en el medio de templelquido que se encuentra a temperatura ambiente, el lquido en contacto con la superficie

del acero entra en ebullicin, formando una pelcula de burbujas de vapor que actan amodo 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 trmica es baja ysi 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 pelcula de vapor comienza a

romperse, lo que permite que corrientes de fluido fro entren en contacto con la

superficie del acero, donde se vaporiza inmediatamente. Este proceso se repite

incesantemente dando lugar a una transferencia trmica muy rpida. Finalmente, cuando

la superficie del acero alcanza una temperatura tal que el medio refrigerante ya no entra

en ebullicin, la transferencia trmica solo tiene lugar por conduccin y conveccin y la

velocidad de enfriamiento del acero se reduce en comparacin con la etapa anterior.

Estas tres etapas en las que de modo esquemtico 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 sera aqul que tuviera una etapa


primera corta para evitar alcanzar las curvas de la transformacin perlftica del acero, ala que debera seguir una etapa segunda caracterizada por una velocidad de enfriamiento

muy rpida y finalmente una etapa tercera en la que la velocidad de enfriamiento

volviera a ser baja para que en ella tuviera lugar la transformacin martensticalentamente, con el fn de evitar deformaciones y la aparicin de fuertes tensiones

residuales, motivadas por el incremento de volumen inherente a la transformacin.

Tlmperaturl'C

1000 .,.-------------_--,

900

800

700

600

500

400

300

200

100Con'lction0+---~----'~----r---r-----1

o 10 15 20 25Timo 5

Figura 4.7

30Time 5

2S201510

~~


pieza hacia el medio refrigerante, que es el que controla la temperatura de la superficie

del acero. Por otro lado, la transferencia trmica en el interior de la pieza de acero viene

controlada por la difusividad trmica del mismo, siendo necesariamente idnticos el

fl ujo de calor que llega a la superficie de la pieza y el que sta transfiere al mediorefrigerante. La velocidad de transferencia de calor desde la superficie hacia el medio

viene dado por la ley de Newton:

(dQ/dt)s = h (Ts- TnJdonde h es el coeficiente de pelcula, Ts la temperatura de la superficie de la pieza y Tro

la del medio de temple.

Por otro lado, en cualquier punto de la pieza de acero, el flujo trmico ser:dQ/dt =k (dT/dx)k es la conductividad trmica del acero

y en la superficie de la pieza tendremos:

(dQ/dt). = k (dT/dx)sIgualando ambos flujos, resulta:(dT/dx)s =(h/k) (Ts- TnJResulta entonces que la velocidad de transferencia de calor a travs de la superficie de

la pieza de acero es directamente proporcional al cociente h/k. A este respecto, el

coeficiente de pelcula h depende de distintos factores que dificultan su cuantificacin

prctica. De cualquier modo, se ha acuado un trmino que denota la capacidad

refrigerante de un medio o efectividad del medio refrigerante, que se denomina

severidad de temple, que tiene las dimensiones de (longitud)"l:H =h / 2k

Aunque los valores de la severidad H varan en el curso del enfriamiento (especialmentevara el coeficiente de pelcula, aunque igualmente vara la conductividad trmica), sesuelen utilizar unos valores medios aproximados caractersticos de cada medio. La

Tabla 4.1 muestra la severidad H (en pulgadasl) de diferentes medios de temple ytambin la gran influencia del grado de agitacin. La Tabla 4.2 muestra la capacidad

refrigerante de medios de temple muy diversos en comparacin con el agua a 18C.

Otro factor que tambin influye de manera muy importante en la velocidad de

enfrimiento de cualquier pieza durante su temple en el medio apropiado es el tamao 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 dimetro templado en un medio de

severidad H=4.

Captulo 4. Temple del acero

Air Oi! Water Brine

No circulation of fluid or agtation of piece 0.02 0.25 to 0.30 0.9 to LO 2Mi!d circulation (or agitation) ............ 0.30 to 0.35 LO to 1.1 2 to 2.2Moderate circulation ................... 0.35 to 0.40 1.2 to 1.3Good circulation ....................... 0.4 to 0.5 1.4 to 1.5Strong circulation ...................... 0.05 0.5 to 0.8 1.6 to 2.0Violent circulation ..................... 0.8 to 1.1 4 5

Tabla 4.1

36

Cooling rate (a)from 717 to 550 oC

(1328 to 1022 F)relative to that

for water atQuenching medlum 18 oC (65F)Aqueous solution, 10% LiCI 2.07Aqueous solution, 10% NaOH 2.06Aqueous solution, 10% NaCI 1.96Aqueous solution, 10% NazC03 .. 1.38Aqueous solution, 10% HZS04 1.22Water at 32 F 1.06Water at 65 F LOOAqueous solution, 10% H3P04 0.99Mercury 0.78Sn30Cd7o at 356 F 0.77Water at 77 F 0.72Rape seed oi! 0.30Tria! oi! No. 6 0.27Oi! P20 0.23Oi! 12455 0.22Glycerin 0.20

Cooling rate (a)from 717 to 550 oC

(1328 to 1022 F)relative to that

for water atQuenching medium 18 oC (65F)Oi! 20204 0.20Oil, Lupex Iight 0.18Water at 122 F 0.17Oi! 25441 0.16oi! 14530 0.14Emulsion of 10% oi! in water O. 11Copper plates 0.10Soap water 0.077Iron plates 0.061Carbon tetrachloride 0.055Hydrogen 0.050Water at 166 F 0.047Water at 212 F : 0.044Liquid airo 0.039Air 0.028Vacuum 0.011

(a) Determined by quenching a 4-mm nichrome ball, which when quenched from860 oC (1580 F) into water at 18 oC (65F) cooled at the rate of 1810 oC (3260 F) persecond over the range 717 to 550 oC (1328 to 1022F). This cooling rate in water at 18 oC(65F) 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 ms lento cuanto ms nos alejemosde la periferia de la pieza. Por otro lado, si comparamos las velocidades de enfriamiento

de dos redondos de diferente dimetro templados en el mismo medio, no solo ser

claramente inferior la velocidad de enfriamiento del centro del redondo de mayor

tamao (ms alejado de la superficie) sino que tambin ser inferior la velocidad deenfriamiento de su superficie en comparacin con la correspondiente a la superficie del

redondo de menor tamao. Este efecto se justifica si se tiene en cuenta que el contenidocalorfico de la pieza es proporcional a su volumen (V) mientras que el calor evacuadosuperficialmente 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 perifricaestar en relacin directa con el cociente (S/V)


(S/V)en =a pieza cillndrica =(2nr) / (nrl) =2 / r

1614126 8 10Time. seconds

42

1470 m.:,--=::+---+---+--u..ai:;ro!E~

770

Figura 4.9

Por otro lado, en el curso de cualquier enfriamiento, la diferencia de temperatura entre

el ncleo y la periferia de una pieza ser tanto mayor cuanto mayor sea la severidad del

medio de temple (la periferia alcanzar 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 papelimportante en el tratamiento, pudiendo incluso originar distorsiones y generar grietas en

la pieza templada. Las tensiones surgen a consecuencia de dos fenmenos distintos:

tensiones tnnicas y tensiones por cambio de fase.

El desarrollo de tensiones de origen tnnico se puede esquematizar con sencillez en el

curso del enfriamiento de una pieza cilndrica, que inicialmente se encuentra a una

temperatura uniforme Th' sindo T1 la temperatura del medio de temple (Figura 4.10, a).Al introducir la pieza en el medio refrigerante, su superficie se enfra hasta TI y debera

contraerse desde 11 hasta 12, sin embargo, el centro de la pieza se encuentra todava a la

temperatura Th Ymantiene su longitud iniciall l Dado que las partes superficial y central

de la pieza fonnan un todo continuo, se generan tensiones de compresin en el centro y

de traccin en la superficie (Figura 4.10, b). Posterionnente la regin central de la piezase enfra y se contrae, reducindose de este modo las tensiones internas (Figura 4.10, c,


d). Finalmente, cuando el centro alcanza la temperatura TI' ambas partes, central ysuperficial, tendrn la misma longitud y las tensiones internas habrn desaparecido

(Figura 4.10, e). Se ha supuesto que estas tensiones son siempre elsticas, es decir, queen ningun momento han superado el lmite elstico del material.

I I

.c I T I 1m-el I \1 Ieal I I-l 1I I I II I I I III I II I I I

I I I I

(a) (b) (e)

Figura 4.10

(d) (8)

Si por el contrario cuando, en el curso del enfriamiento, la superficie de la pieza se

encuentra a una temperatura TI y el centro est todava a la temperatura T h, se suponeque las tensiones internas generadas son suficientes para inducir una cierta deformacin

plstica (puede ocurrir tanto en la superficie como en el centro), la regin central secontraer y la superficial se expandir (Figura 4.11, paso de cad), producindose deeste modo una relajacin de las tensiones internas. En el enfriamiento posterior de laregin central y dado que la deformacin plstica es irreversible, aparecern tensionesde traccin en el centro y de compresin en periferia (Figura 4.11, d).Por otro lado, cuando se procede a templar un acero desde su estado austentico existe

siempre adems una importante contribucin a la generacin de tensiones residuales

motivada por el aumento de volumen asociado a la transformacin martenstica. En esta

situacin, en el curso del enfriamiento, la superficie de la pieza se transformar en


martensita cuando su regin central todava es austentica, generndose de este modotensiones de compresin en superficie y de traccin en el ncleo (Figura 4.12, a).

I I I1

oC I T I ![]...CI I 11 IealI 1 I 1 I...1 I I II I '1 1 II I\ I1 I I I

I I

al

'hD :hO ~O 'ht] ~u..:;,...1..ala.E! t, ti tI tI

(8) (b) (e)

Figura 4.11

(d) (e)

Posterionnente, cuando el centro de la pieza se transfonna en martensita, se expande y

la situacin tensional se revierte (traccin en superficie y compresin en el centro,Figura 4.12, c).

-~:g l!!:s +:E ia oel:;,e "C o .-

...1 ~

1I

II

I

Figura 4.12

Estas ltimas tensiones residuales son las ms 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 ms 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 transformacin tiene lugar a

una temperatura inferior (vase el efecto del carbono sobre Ms)' la variacindimensional asociada a la transformacin aumenta. Adems, cuando la formacin de

martensita ocurre a una temperatura relativamente alta, es posible una cierta relajacindel estado de tensiones residuales y el riesgo de agrietamiento disminuye. Un ltimo

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 perifricas y centrales aumentan sino tambin porque lastransformaciones (variaciones dimensionales) ocurren con una mayor rapidez y laposiblidad de relajacin se reduce.

Captulo 5. Detenninacin prctica de la templabilidad.

5. DETERMINACION PRACTICA DE LA TEMPLABILIDAD

41

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 rpido. Una

ltima definicin ms precisa si cabe de la templabilidad sera la capacidad de un acero

para ser transformado en martensita partiendo de una estructura austentica, bajo unascondiciones determinadas de enfriamiento. De este modo, un acero con una

templabilidad alta es aqul que permite el temple de piezas de gran tamao, incluso

utilizando medios refrigerantes poco severos (aceite, aire). Los aceros ms fcilmentetemplables son los aceros ms aleados ya que, como se haba explicado en el apartado

3.4, los elementos de aleacin retrasan la cintica de las transformaciones perlticas

(desplazan las curvas TTT hacia tiempos ms largos).

5.2. Penetracin 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 dimetro y la

posterior medida de la dureza diametral de los redondos templados. La representacin

grfica de la distribucin de la dureza a lo largo de los respectivos dimetros permite

visualizar la templabilidad del acero. Las Figuras 5.1 y 5.2 muestran respectivamente

este tipo de representacin en el caso del temple en agua de un acero de bajatemplabilidad (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 decromo y vanadio). Ntese que en el primer caso solo se ha conseguido una dureza altaen la superficie de los dos redondos de menor tamao, mientras que en el caso del acero

aleado se han obtenido durezas apreciablemente mayores en los redondos de mayor

tamao. En la Figura 4.4 veamos que la dureza de una martensita de 0.4% de carbono

se sita en tomo a 60 HRC.

La penetracin del temple depende no solo de la templabilidad del acero sino tambin

de la severidad del medio utilizado en el enfriamiento. As, por ejemplo, las Figuras 5.3y 5.4 muestran respectivamente la distribucin 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 (vase Tabla 4.1), las velocidades de enfriamiento de los respectivos

Captulo 5. Determinacin prctica de la templabilidad. 42

redondos son inferiores, de tal modo que ahora no se ha conseguido endurecer ni tansiquiera la superficie de los redondos de menor tamao del acero al carbono y en el caso

del acero aleado solo el redondo de menor dimetro alcanza una dureza prxima a la de

la estructura 100% martenstica. Este ejemplo muestra con claridad que los aceros debaja templabilidad solo admiten el temple de piezas pequeas y an as cuando seemplean 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.

Q)

TIC/)uenQ)e1:roJ:Qi

~.>t.(Joce

60

'o

50'1:"L1~'-

o,. p40

14

\ ,bood t f30 'J o -u o- eV {\ Io-o.~~ \ V ~V~~ 'o......-P'~20

2"---3"

4"5"

SAE 1045

'-10 1Diameter

Figura 5.1

al

~C/)uenale1:'"J:

~oce

60 ~\ ~ -1"c..-~ I50 e\ \ U 1 V~ l(

1\ \ \ l) ) I40 \ 0\ /o 111'0....... o o ./\ 7\ /

"- ./30

---'-- 2" - '----.

3"4"5"

20

SAE 6140

10 IDiameter

Figura 5.2

5.3. Dimetros crticos reales y dimetro crtico idealSe define el dimetro crtico real (DCR) de un acero como el correspondiente al mayorredondo que templado en un medio de severidad H presenta en su punto central una

microestructura con un 50% de martensita. Evidentemente el dimetro crtico real

depende de la severidad H del medio refrigerante utilizado.

La Figura 5.5 muestra la determinacin experimental del DCR de un acero templado

respectivamente en aceite yagua. Para su determinacin se templaran sucesivamente

Captulo 5, Detenninaci6n prctica de la templabilidad. 43

redondos de diferentes tamaos, D, y se medira posteriormente en cada caso eldimetro de la zona no endurecida, Du (regin con un porcentaje de martensita inferioral 50%, zona rayada en la Figura 5.5).

~- 50

IV.-1::""-

40 ~~ ~boe- ~\ I( ~""""C ..... P"""30 \ I~ Q" -DtJ.....

2"-r--3"4"

.. 20 5"

SAE 6140

10 I

ISAE 1045

50

40

.

-.....-1"_

30-W'1

~r\ /'~ o~"'"(:-2"-V201\ """ ~ V~~~ lL ~~~P-o-

3"4"5"

'-10

(JJ(JJaleE

Captulo 5. Detenninacin prctica de la templabilidad. 44

existe entre la velocidad de enfriamiento del centro de redondos de diferente dimetro,

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 ltimos grficos.

OH Quench

1.00

0.90

0.80

0.70

0.60

Du 0.50o

0.40

0.30

0.20

0.10

o

./fOil---j ~~~1 /v

r'-- Water

B

Ax

0.8 1 2 3 4 5 6 7O 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 ndice que refleja cuantitativamente la situacin de las curvas TTT del acero y porlo tanto ser funcin de la composicin qumica del acero (contenido de carbono y


elementos de aleacin) y del tamao del grano austentico. La templabilidad de un aceroaumenta al hacerlo el tamao del grano de la austenita debido a que con l disminuye el

rea de las juntas de grano, habr entonces menos lugares de nucleacin para lastransformaciones ferrito-perlticas (vase Figura 2.2) y entonces su cintica ser mslenta.

lJlQ)::;](ij>:I:

Q.Q~

1412106 8DI values

42

I //. /;'/. -ji v V ./"'-/ '/. V

'/// /:'/. ./ V-

-ji v V v,/jl'iv- /.:'i V.

h'/V-: 'i / /"/r../,/ijV-v: / 'i'/'/vv/ /1/

v; lbV- I'l '/ / 'i v 1/Z IV V '/ '/"/

"I/- v:rv 1/:::'/v 1/l/V /[,..- v/- v / V v

I/. 1:0:/ t/V l/v 1...- 1/17. r/-E:>:v VI.--::v 1...- vV.V~~ ~ ~vvv V 1" v~v",~vv V v v 1--[,/jV ~A-::: ~vv V v .-- _I--""-

[,/jv ~~I--V v ~ 1-- _1--1--~ [,/j~ ~~~~~ ~I--~

~I-1

2

lJl 6Q)::;]ro>Q 4

8

oo

10

Q.Q~

2.82.42.01.2 1.6DI values

0.80.4

/ '/J'/ /1/ VV V/ ,./ 1/

/ ' /J 1/1// 1// 'A'/ V V/

/ ./ ;// '/J'/ '/V V

'A'/ '/ '/ VV 'A 'V 'i '/1/V/ /1/

1/ '/ '/ / V/1/ // /.1'/ Z IV/ /V //

1/1/1/,:/ '/ ./ /vl/I/ I/. 'iV-1'/ 1/1./ vv v

'iV- v 1./ VI/L/ VlA.... v ~~ v V V 1/" V

_v,_ v r....- v....vv~ ~~ I./~ k~~ ~ .-I/V~ ~vv ~

l/V l-1----l.I:

oo

2.0

0.4

1.6

1.2lJlQ)::;]ro>

Q 0.8

Figura 5.6

La Figura 5.7 muestra la relacin existente entre el dimetro crtico ideal, el contenido

en carbono del acero y su tamao de grano austentico y permite determinar un valor

base del DCI, que debe multiplicarse por los factores asociados a los respectivos

elementos de aleacin del acero (Figura 5.8) para obtener el DCI del mismo. El boro esun elemento que en cantidades muy pequeas (0.001-0.002%) tiene un efecto retardadorde las transformaciones ferrito-perlticas muy potente, pero sin embargo su efecto sobre

las transformaciones bainticas es muy inferior, siendo su influencia especialmente


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

0.8 .0.60.4Carbono %

0.2

V /~/ / /

~ Vq.f'~


3.0

1>::o

~2.0lJ..zo1>::o!Xl

.;-_---:.::...-_.....

1.0

oo 0.002 0.006 0.010

BORON, r.

Figura 5.9

70

SO

50

'-'~~ 40V>...:z:oc::

~JO

20

100.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6

CARBON. s

Figura 5.10

5.4. Ensayo JominyHoy da, es el mtodo de medida de la templabilidad del acero ms preciso y til y tiene

la gran ventaja en relacin con el Del que se trata de un ensayo que se realiza sobre unanica probeta, que despus de ser austenizada durante 30 minutos, se enfra

inmediatamente bajo unas condiciones normalizadas. La Figura 5.11 muestra la forma ydimensiones de la probeta Jominy y el sistema de temple utilizado. La probeta se enfra

haciendo incidir un chorro de agua de caudal fijo y constante en uno de los extremos dela probeta de ensayo, de tal manera que la extraccin de calor es longitudinal (apenashay un flujo apreciable de calor en la direccin radial) y la velocidad de enfriamiento


vara continuamente desde un extremo hasta el otro. El tiempo empleado en latransferencia de la probeta desde el horno de calentamiento hasta el equipo de

enfriamiento debe ser menor de 5 segundos. Por otro lado, este til se construye de

manera que el extremo inferior de la probeta se sita 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

dimetro. La presin del agua ser tal que antes de colocar la probeta encima del chorro,

la altura de ste ser de 2.5 pulgadas y la temperatura del agua debe ser de 242C.

Figura 5.11

La Figura 5.12 expresa la relacin existente entre la distancia Jominy (distancia alextremo templado) y la velocidad de enfriamiento a la temperatura de 704C (regin enla que tienen lugar las transformaciones ferrito-perlticas), que vara entre 350C/s y2C/s. Posteriormente se mecanizan dos generatrices paralelas en regiones opuestas de

la probeta y se determina la dureza en funcin de la distancia al extremo templado (estasdistancias suelen expresarse tomando como unidad 1/16 de pulgada). La representacingrfica de la dureza (HCR) frente a la distancia al extremos templado (dJ) constituye lacurva Jominy. La Figura 5.13 presenta el modo de construccin de una curva Jominy.Una vez determinada la curva Jominy de un acero es posible comparar su templabilidad

con mucha facilidad. As, por ejemplo, la Figura 5.14 muestra la curva Jominy de 4aceros distintos de igual contenido en carbono (igual dureza de la martensita, puntoinicial de las curvas), siendo el ms templable aqul que presenta una menor cada dedureza en funcin de la distancia. De este modo, los aceros de baja templabilidadmuestran curvas Jominy en las que se produce una brusca cada de dureza al empezar a

alejarnos del extremo templado, mientras que, por el contrario, los aceros que presentan


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 ligeravariacin en el contenido de los elementos que constituyen su composicin qumica

bsica.

0350' C/sect 1/16 in.

70

60

U 50al/Jl

~P..qoor-- 40roal1O>.!:'Oo 30

20

10

oO 1/2 1 1/2 2 21/2 3

Dislance Irom quenched end 01 Jomlny bar (Inches)

Figura 5.12

El punto ms importante que se debe destacar en relacin con la curva Jominy es que

dado que cada posicin de la probeta se corresponde con una velocidad de enfriamiento

conocida, la curva Jominy de un acero nos permitir 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 grficos

sencillos que nos muestran la equivalencia que existe entre la velocidad de enfriamiento


48912432.310' Cooling rate,OFis'/'8 0/.8 8/.8 18/18 Dislance Irom quenched end in.

,1 .. , '" " .. , '" '"

60

50

O,..

-

O"--L-..L.....J-...l........l.-....l.-.....L_.l...-'.L-...J...-...J.........J'_O 1.0 2.0 3.0

. Distance Irom quenched end. in.

Figura 5.13

Distance Irom quenched end, in.0.5 1.0 1.5 2.0

4 8 12 16 20 24 28 32Distance Irom quenched end. sixteenths 01 an inch

1--+---1---+---+--1--1- 5150H

o

60

50(/)(/)ale

"tJca 40.cQ)

30~.>t.Uoa:

20

10O

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 dimetro enfriados en medios de severidad variada

(Figura 5.17). En el Anexo 1se completan estos grficos (grficos de Lamont) conla identificacin de puntos interiores definidos por el cociente rlR,


c) Centro de barras cuadradas, barras planas y chapas (Figura 5.18).70 r----r---.--~-___.-........,--r_-...,._-...,

51

60

(JJ 50(JJQ)e-oca 40

.t::Qj

~ 30.:.:.uoel:

20

ChemieallimitsC Mn Si Ni Cr Mo

0.46 ~ ...Q,?.. 0.35 0.35 ...Q,?..0.54 1.05 0.35 0.75 0.65 0.3

10'----'-----'---+----"----"----'-----'---.....O 4 8 12 16 20 24 28 32

Distanee Irom quenehed end, sixteenths 01 an neh

Figura 5.15

Dlstance from quenehed end 01 specimen Insixteenlhs 01 an Ineh

2468101214161820222426283032175

150 6

125 5

~OO 4..:E HH aa

75 3

50 2

5 10 15 20 25 30 35 40 45 50Dlslanoe from quenched end, nm

Figura 5.16

Dado que, como acabamos de ver, se dispone de grficos sencillos que nos permiten

conocer la velocidad de enfriamiento de puntos de redondos enfriados en diferentesmedios nos resultar til 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 dimetro de un redondo

cuyo centro se enfra en el citado medio a una velocidad idntica a la del punto de ms

lento enfriamiento de la pieza en cuestin.

Captulo 5. Detetminacin prctica de la templabilidad. 52

6D

!l.0l1I~ 4.!l(.)z-;- 4.0a:~ 3,!lw2

~ 3DQ

~ 2.!lGI

'G)lr: II II I, II--R-i

~. 0.0

CIC!l.02.0l!llO0.70

o.!lO

0.3!l

0.20

2.0

I.!l

1.0

6.0

ROUNDBARS

1/4 1/2 3/4 I 1!4 11/2 1~4DISTANCE FROM WATER-COOLED END-INCHES

Figura 5.17

6,0 ce

LO5.0

t.o ST1LLWATER 035!!I STILLo:~ 3.0 OIL li~..12.0

.. ...~~~ l!i"

.. 11.0 ~IllQUAM IAIIt

"t l'lt 2

llItTAIICl ",ClIiI WATEJIl-COOUD EHO-IIlCHE;

l1IW:r(.)~,l1I111z

~(.)i:...

!l.0

4.0

3.0

2.0

\.0

STILLWATER

.-.r

~,STILLOIL f-

1:2FLAT BARS

:r W(.) ::lCIC

Z .JW ~5:rl&. '!'

lO oz>- z... el:_ 2a:l1IWl1Io.3~ > o

wa:l1I III

1'12

DISTANCE FROM WATER-COOLED END-INCHES

Figura 5.18

2


60

53

1Il !l.0111:uZ

4.0I

(/1al~ 3.0

~~

~ 2.0111~..J LO11.

I ( STILLWATER

=STII.LOIL

PLATES

I

ce ~5:

1.0 ... rpoz

)o~!::a

0.3!l ffi~~a::(/lID

1/2

DISTANtE FROM WATER -COOLED END-INeHES

Figura 5.18

2

Por otro lado, se puede estimar la velocidad de enfriamiento aproximada del centro de

una barra de seccin axb como la suma de las velocidades de enfriamiento del centro de

sendas chapas de espesores a y b: V = Va + vb Del mismo modo, la velocidad de

enfriamiento del centro de un bloque de dimensiones axbxc se estimara sumando las

velocidades de enfriamiento del centro de chapas de espesor a, b y c: V =Va + vb + ve'

Captulo 5. Deterntinacin prctica de la templabilidad. 54

Captulo 6. Revenido de los aceros

6. REVENIDO DE LOS ACEROS

55

6.1. IntroduccinEl temple del acero no constituye nunca un tratamiento final ya que la microestructura

martenstica que origina, si bien es muy dura y resistente, es al mismo tiempo

excesivamente frgil, por lo que resulta necesario realizar un tratamiento posterior en el

rango de los 150 a 7000C. Este tratamiento se denomina revenido.

En el curso del tratamiento de revenido, la martensita, que es una solucin slida

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 (denominadoconjuntamente bonificado) es la obtencin de una matriz de ferrita con una fina y biendistribuida dispersin de carburos diversos. Al mismo tiempo, este cambio

microestructural, asociado a una contraccin dimensional, va unido a un fuerte aumento

de la tenacidad del producto a costa de una prdida de dureza y de resistencia mecnica.

6.2. Etapas en el revenido de los aceros

La martensita de temple habamos visto que se trataba de una red distorsionada de

hierro a sobresaturada en carbono (captulo 4), que contiene una alta densidad dedislocaciones y macIas finas. Al calentar progresivamente esta microestructura desde la

temperatura ambiente ocurren una serie de cambios microestructurales, que para su

mejor comprensin se dividen en una serie de etapas que se solapan entre s y que sedetallan a continuacin.

6.2.1. Etapa 1 000-250C)La martensita no es un constituyente estable de los aceros. Las razones de su

inestabilidad son la sobresaturacin de carbono en una estructura tetragonal centrada en

el cuerpo, la energa de defonnacin asociada a la presencia de dislocaciones y macIas y

la energa interfacial debida al gran nmero de juntas entre placas de martensita. Poresta razn, al calentar moderadamente esta microestructura (por debajo de 250C), parafacilitar la movilidad del carbono, tiene lugar la precipitacin coherente en las intercaras

entre placas de martensita y en torno a las dislocaciones de un carburo de transicin,

denominado carburo E (Fe2.4C)' Este carburo tiene una estructura hexagonal y adoptafonnas aciculares muy finas. Aunque durante el transcurso de esta etapa la martensita ha

Captulo 6. Revenido de los aceros 56

ido perdiendo carbono (reduccin de la relacin c/a de la estructura tetragonal, Figura4.2), al final todava posee una estructura tetragonal con un contenido de carbonoaproximado 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 (200-300C)En el curso de esta segunda etapa tiene lugar la transformacin de la austenita (austenitaretenida) que pudiera haber quedado tras el tratamiento de temple (especialmente en losaceros de alto carbono y media y/o alta aleacin). La austenita retenida se transforma enestos aceros en ferrita baintica y cementita. Se tratara de una microestructura parecida

a la bainita inferior.

Etapa 3 (250-300C)Durante la tercera etapa del revenido comienza a formarse cementita en las intercaras

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

progresi vamente su carbono y al final de esta etapa se ha convertido en ferrita, que

todava mantiene la alta densidad de dislocaciones de la martensita. La cementita puede

adoptar inicialmente la forma de agujas y de pelculas intergranulares muy finas, quepueden afectar adversamente a la tenacidad del acero y, posteriormente, estas formas se

esferoidizan dando lugar a partculas de cementita ya bien definidas.

Etapa 4 (300-700C)A partir de los 300C el proceso de globulizacin de las partculas de cementita

contina, asociado a un proceso de crecimiento del tamao de estas partculas tanto

mayor cuanto ms alta es la temperatura del tratamiento. Al mismo tiempo, tiene lugar

una notable reduccin de la densidad de dislocaciones (restauracin).En los tratamientos de revenido realizados a las temperaturas ms altas (600-700C), losgranos alargados de ferrita procedentes de la martensita primi ti va, se convierten en

granos equixicos, en un proceso similar al de recristalizacin. La microestructura

totalmente revenida consiste en granos de ferrita equixicos con partculas gruesas de

cementita uniformemente repartidas


6.3. Efecto de los elementos de aleacinLa presencia de deteminados elementos de aleacin en la composicin qumica del

acero influye notablemente en la estabilidad de los diferentes tipos de carburos

presentes y tambin en la cintica de las diversas etapas del revenido. As 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 los450C (en los aceros al carbono desapareca ya a partir de los 300C) y tambin seretrasa la cintica del crecimiento del tamao de las partculas de cementita y del

engrosamiento del grano de ferrita, tpicos de la etapa 4 del revenido. La consecuencia

de todos estos efectos es el retraso significativo del ablandamiento tpico, que tiene

lugar en el curso del tratamiento de revenido.

Por otro lado, los elementos citados con anterioridad son capaces de formar carburos

termodinmicamente ms estables que la cementita (apartado 3.2), pero estos carburosno aparecen en el revenido hasta que se alcanzan temperaturas en torno a 500-600C, yaque a temperaturas inferiores la difusividad (substitucional) de los citados elementos noes suficiente y solo se puede formar cementita, en virtud de la rpida difusin

intersticial del carbono. La precipitacin fina de carburos complejos de cromo (Cr7C3,Cr13C)' vanadio (VC), wolframio (WzC, WC) y molibdeno (MozC, MoC) en la gamade los 500-600C aparece acompaada de un aumento de la resistencia del acero

conocido como endurecimiento secundario.

6.4. Propiedades mecnicas de los aceros templados y revenidos

La Figura 6.1 muestra el tpico 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 evolucin de la tenacidad al impacto en funcin 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 150-200C tiene lugar un incremento modesto, que resulta til emplear en aquellas

aplicaciones en las que se busca un producto con una gran resistencia mecnica y a la

fatiga. Sin embargo, es preciso revenir por encima de los 425C para conseguuir un

aumento significativo de esta importante propiedad, que sabemos coincide con una

fuerte disminucin de la resistencia: los revenidos en esta gama de temperaturas se

utilizan cuando es preciso lograr un compromiso efectivo entre resistencia y tenacidad.


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

se conoce como fragilizacin a los 350C.

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'1:1o

.!::!200 400 600 800

500 600

1000 1200Tempering temperature, F

Figura 6.2

La Figura 6.3 muestra la evolucin de las propiedades mecnicas convencionales de un

acero de media aleacin en funcin de la temperatura de revenido. El lmite elstico del

acero y su resistencia a traccin disminuyen continuamente al tiempo que aumentan,

tambin de modo continuo, el alargamiento y la estriccin. Adems, la Figura 6.4 da

cuenta del efecto del carbono en la resistencia mecnica de los aceros templados y

revenidos y tambin de la superior tenacidad a igualdad de resistencia mecnica (mayor

Captulo 6, Revenido de los aceros 59

temperatura de revenido, y carburos ms finos) que se puede lograr con los acerosaleados (Cr-Ni, Cr-Ni-Mo) en comparacin con los aceros al carbono,

C Mn P S SI NI Cr Me Grain____________ Size

Ladle.41 ,67 .023018 .26 1.77 .78 .26 6-8Critical Points, F: Ac,1350 AC31415 AI3 890 Ar,720

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

70%

50%

60%

20%

40%

30%

r-...

"1\..~r\.

"r--.t'-... r\."""~ \ ~

........

!'.. ~~"'- ~"'C9""

'\..).,1 90'C!l'6-

I-(e~ .....--

Elongalion-

100,000

10%Temper, F 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 1300

HB 555 514 477 461 415 388 363 321 293

psi

150,000

200,000

250,000

Figura 6.3

Por ltimo, las Figuras 6.5 y 6.6 muestran el endurecimiento secundario, que se habadescrito en el apartado anterior, en aceros que poseen altos contenidos de cromo ymolibdeno. Ntese que la importancia del pico de endurecimiento secundario aumenta

al hacerlo el contenido del correspondiente aleante.

Habra que aadir tambin que los efectos del tratamiento de revenido son similares,

aunque lgicamente menos acusados, cuando la microestructura original de partida no

es martensita, sino bainita o perlita fina.


././

././

./

A Cr steelso Ni-Cr steels[J Cr-Mo steels Ni-Cr-Mo sleels

0'55

2400

2200 Tempered 200CNIEz~

2000..ce;,l:

~~ 1800.;l:{!:

1600

1400

70-------------__-,

60

5: 50

'".240~t

~ 30~

20

10

CroMo "'-and ""-

Ni-Cr-Mo s'leels "'-

"....... 1 .,"'-Cr and ".... e':. "'- "'-Ni-Cr ....... ".. "-sleels 0 ...........0 .." "'-

o o.. ..- "'---- --.~ oog oiJ' ......1 "

_ --. o o o o........ O"......e O o o o....... . o .......

- "O.......

.........

(b)

Figura 6.4

6.S. Estimacin de la dureza de un acero templado y revenidoLa dureza de un acero al carbono templado y revenido puede estimarse a partir delgrfico 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 aleacin presentes en el acero. El incremento aditivo de dureza

debido a cada uno de los elementos de aleacin se estima a partir de las curvas que sepresentan en la Figura 6.8. Ntese que el efecto de los elementos aleantes varea al

hacerlo la temperatura del tratamiento de revenido.

El mtodo de estimacin expuesto est limitado a tratamientos de revenido mantenidos

durante una hora, pero puede extenderse su empleo a otros tiempos, ya que hasta ahora

se ha destacado nicamente la temperatura como principal variable de control e


Hardness697 60

t'"..............-............513 50 1 '~,

I

392 40u

z 1>:r~

302 30

238 20035% Garbon

196

Figura 6.5

600

500

Z>:I:

~ 400

Captulo 6. Revelido de los aceros 62

tratamiento de revenido, sin embargo, los cambios estructurales que ocurren durante el

revenido de los aceros son fenmenos activados trmicamente en los que la difusin

juega un papel prredominante y, consecuentemente, el tiempo es igualmente unavariable fundamental, de modo que una temperatura alta mantenida durante un tiempo

corto es equivalente a una temperatura ms baja mantenida durante un tiempo mayor. Sesuele utilizar normalmente el parmetro 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 parmetro debe ser empleado con precaucin en aquellos aceros en los que exist

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