Aceros y Fundiciones
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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.150/0C 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 %Mo
-
1. FASES Y ESTRUCTURAS
1.1. Introduccin
1.2. Constituyentes alotrpicos del hierro
1.3. Constituyentes simples de los aceros
2. TRANSFORMACIONES EN EL DIAGRAMA HIERRO-CARBONO
2.1. Diagrama hierro-carbono
2.2. Descomposicin de la austenita en un enfriamiento lento
2.3. Cintica de la transfonnacin de la austenita
2.4. Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre las transformaciones
ferrito-perlticas
2.5. Austenizacin de los aceros
3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS
3.1. Introduccin
3.2. Distribucin de los elementos aleantes
3.3. Modificacin del diagrama hierro-carbono
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
1 1 5 7 8 11 15 17 21 21 23 25 27 30
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
.. .. ..
.
..
.
33 37 41 41 42
47
-
6. REVENIDO DE LOS ACEROS
6.1. Introduccin
6.2. Etapas en el revenido de los aceros
6.3. Efecto de los elementos de aleacin
6.4. Propiedades mecnicas de los aceros templados y revenidos
6.5.Estimacin de la dureza de un acero templado y revenido
6.6. Fragilizacin durante el tratamiento de revenido
7. TRATAMIENTOS TERMICOS
7.1. Introduccin
7.2. Etapas 'en los tratamientos trmicos
7.3. Tratamientos trmicos fundamentales
7.4. Tratamientos isotrmicos
7.5. Tratamiento intercrtico
7.6. Tratamientos termomecnicos
8. TRATAMIENTOS SUPERFICIALES
8.1. Temple superficial
8.2. Cementacin o carburacin
8.3. Nitruracin
8.4. Carboni truracin
9. ACEROS DE CONSTRUCCION
9.1. Tipos de aceros
9.2. Aceros al carbono
9.3. Aceros dulces
9.4. Aceros microaleados
9.5. Aceros de gran resistencia
10. ACEROS DE HERRAMIENTA
10.1. Introduccin
10.2. Aceros para trabajos en fro
10.3. Aceros para trabajos en caliente
10.4. Aceros de corte rpido
55
55 57
57 60 64 67 67 69
75 78 79 83 87 94 96 99 100 103 107
123 131 132
142 144
-
iii
11. ACEROS INOXIDABLES
11.1. Introduccin
153
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
12. FUNDICIONES DE HIERRO
12.1. Introduccin
12.2. Fundiciones blancas
12.3. Fundiciones grises
12.5. Fundiciones dctiles o nodulares
12.6. Fundiciones maleables
.. .. .. .. ..
157 160 164 171 176 179 181 187 194 199
BIBLIOGRAFlA
ANEXO 1
........................................................................................... 201
203
-
iv
-
Captulo 1. Fases y estructuras
1. FASES Y ESTRUCTURAS
1.1. Introduccin
Los 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 en
general y las mecnicas 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 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 los
150 MPa.
1.2. Constituyentes alotrpicos del hierro
Al 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 la
misma 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
El hierro
es estable hasta que se alcanza la
temperatura 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 se
transforma en hierro a, de estructura cbica centrada en el cuerpo (BCC, a =2.9 ). Al
continuar el enfriamiento hasta temperatura ambiente, la nica transformacin
perceptible es que el hierro se vuelve magntico por debajo de 770C (temperatura de
Curie). La Figura 1.1 muestra los citados cambios alotrpicos en un registro del
volumen 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, la
transformacin 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)3
Celda de hierro a: 2 tomos de hierro, V = (2.9)3
VIV = 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
122
E 120
118
400
Temperalure (
800
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
nitrgeno, 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 ocupan
los centros de las caras y los centros de las aristas del cubo. Por otro lado, es interesante
-
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
Captulo 1. Fases y estructuras
3
remarcar que la estructura del hierro y (FCC), si bien es ms compacta, presenta
intersticios mayores que la del hierro a (BCC). Los intersticios mayores en el hierro y
ocupan posiciones octadricas, existiendo tambin intersticios tetrdricos ms
pequeos. La Tabla 1.1 da cuenta del tamao de las mayores esferas que se ajustaran al
tamao de los intersticios de las estructuras FCC y BCC.
(a)
Metal atoms
(b)
Metal atoms
o Octahedral interslces
o
o Tetrahedral interslces
(a)
Metal atoms
(b)
Metal atoms
r = radIo atmIco
o Octahedral interstices Figura 1.2 Tabla 1.1
o Tetrahedral interslces
-
Elemento Radio Atmico (A)
Hierro 1.26
B 0.94
C 0.77
N 0.72
O 0.6
H 0.46
Captulo 1. Fases y estructuras
4
En las aleaciones del hierro con otros elementos distinguiremos entre los elementos
intersticiales y los sustitucionales. Carbono y nitrgeno constituyen los denominados
elementos intersticiales (tambin lo son el boro, oxgeno y el hidrgeno) ya que son
tomos lo suficientemente pequeos en relacin al tomo de hierro como para
introducirse en su estructuras ocupando sus huecos internos. Por el contrario, los dems
elementos, 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 los
elementos 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.
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 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 encontrarn en formas
precipitadas, 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
(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.
-
Solvente Soluto Energa de activac.
Q (kJ/mol)
2 Do (cm /s)
Hierro y Fe 269 0.18
C 135 0.15
Cr 405 4 1.8 10
Ni 280 0.77
P 293 28.3
S 202 1.35
Hierro a Fe 240 0.5
C 80 3 6.2 10-
N 76 3 3 10-
Cr 343 4 3 10
Ni 258 9.7
P 230 2.9
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 y
alargamientos 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, por
lo 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 del
constituyente ms blando de los aceros, debido en este caso a su bajo contenido en
carbono. 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 Esta es la fase que se fonna cuando el contenido de
carbono de la aleacin excede el lmite de solubilidad de la ferrita o de la austenita. La
cementita 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 de
carbono. 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 y
contiene 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 los
aceros (68HRC) y frgil, cuya densidad vale 7.694 g/cm 3
La cementita es termodinmicamente inestable y por encima de 450C puede
descomponerse en sus componentes individuales, hierro y carbono (grafito). Sin
embargo, el tiempo requerido para que esta descomposicin tenga lugar es tan grande
que en la prctica, en los aceros binarios Fe-C, nunca ocurre.
-
/
1/
1495' /
/ /
/ 01
In / uld Fe
/
/ /
I
1/ 1227" --1-
Austenite
2.08 - -
2.11 4.30
,/ Cementlte ... Fe3C) I
I
I i
no' -- -
736' -
o.n 727"
!
, i
(a-Fe)
Ferrite
1 - -
-
- -
--
-- -
-
-- 230' - -- -- --
I
"
I
Captulo 2. Transfonnaciones en el
hierro-carbono
7
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 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.
1700
1600
1500
e)
1400
1300
1200
1100
1000
900
800
70O
600
500
400
300
200
100
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
-
Captulo 2. Transfonnaciones en el
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 % (hasta
aproximadamente un 5%). Este diagrama muestra con claridad el comportamiento
fuertemente gammgeno del carbono: la adicin de carbono al hierro y aumenta el
dominio trmico de estabilidad de la austenita. As, por ejemplo, la temperatura de
transformacin del hierro y en hierro
aumenta hasta 1495para un contenido en
carbono del 0.17% (punto peritctico del diagrama), mientras que la de la
transformacin 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
Punto eutectoide(727C): Austenita
%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
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, Ac l, 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
hierro-carbono
9
la formacin de un primer germen de cementita en la junta entre dos granos de
austenita. 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 carbono
de 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 como
la ferrita proeutectoide se origina normalmente en las juntas de grano de la austenita
(zonas de mayor energa), luego forma el constituyente matriz del acero
Figura 2.2
-
Captulo 2. TransfOlmaciones en el
hierro-carbono
10
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 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 la
austenita, pero ahora el constituyente primario formado es la cementita (cementita
proeutectoide), formndose 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 frgiles.
1100
1000
900
800
a. E
700 600
500
400
el
Composition
Figura 2.3
Cl
-
Captulo 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 saturndose 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).
oc 950 1700F
900
lS00F
850
lS00F
800
Alomic Percentage Carbon
0.05 0.10
Austenlte
14S0F 770 ICURIE TEMPERATURE)
750 13S0F
Ferrite
0.020S
738'
0.0218
700 12S0F
I
650
11S0F
600
I
/ 1/
10S0F
550 1000F
500 900F
450 800F
400
// !/ '/
- - FeC equilibnum (experlmenlal)
-FeFe,C equilibrium experimental)
1I 1
Fe 0.005 0.010 0.015 0.020
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 un
diagrama temperatura-tiempo, el tiempo necesario para que se inicie y para que finalice
-
-
- -
/
I 1 Illi II 111,
As - .-
..
"
, A+ F
I 1 1 I 1 111 A
I
1
I ! I
I
I
F+C- - I
-
I I 11I
,-
- - -
I I I11I
-
: -
_.
-
'.
.... +C .
-A
M. -
Mso 1
90
M i I
Eslimated
I
.....
"
\ I '- -
I
I-T
I 1
I I 1 HOUR
I I 1111
-
--
-
--
-
1I
40
Captulo 2, Transfonnaciones en el
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 nariz
de la curva representa la temperatura a la que la reaccin ocurre con mayor rapidez (en
este caso sobre 540C), disminuyendo sta tanto al movemos hacia mayores como hacia
menores 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, al
disminuir la temperatura de transformacin por debajo de la nariz de la curva, aunque el
subenfriamiento aumenta, la reaccin se ralentiza, al disminuir ostensiblemente la
difusividad del carbono en la
800
1400
700
1200
del hierro.
woz
11
32
600
500
1000
38
40
w 1--
400 300
800
600
41
43 50
55
200
100
400
200
57
66
o
0.5 1 2 5 10
TIME - SECONOS
Figura 2.5
-
3 N = 1000/cm /sec
5 G = 3 x 1O. cm/sec
J
/
Captulo 2. Transformaciones en el
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 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 (727C), tiene una dureza de
10-20 HRC, se trata de la perlita gruesa, con una separacin interlaminar comprendida
entre 0.25 y 0.5
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 separacin
interlaminar de este constituyente es de 0.1-0.2
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 de
transformacin 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
0.8
0.6
0.4
0.2
200
400
600 800 1000
Time, in seconds
Figura 2.6
Las estructuras de transformacin que aparecen por debajo de la nariz de la curva de la
Figura 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 muy
dificil, 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 (bainita
superior: 40-45 HRC) se inicia con la formacin de un germen acicular de ferrita y
como 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
-
11 1I1I1 /1 ! 11 11 11111 1. A
0= IAf _. - . .-_. _ '1" o- - . A
- - o ._- --
1I 1111 l' i ;1111
1- I
I ,I
I I
o ( I F+C -\ A +\ F+C
o '1
/- I
l- I
\
, --HM.oj I I
i ; -
-
I I I ' I I-T DIAGRAM 1 1 i
, , 1
I, I IHOUR 1
11 1il '1' I
I
I I,OAY
1I .
-
Captulo 2. Transformaciones en el
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). La
extremada 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 transformacin
diferente, 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 sin
transformar) .
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.
800
140
700
120 15
600
23
1-
500
100 23
25
80
400
42
1- 300 600 49
200
100
o
400
200
2
0.5 1 2 5 10 TIME - SECONOS
Figura 2.7
-
Captulo 2, Transfonnaciones en el
hierro-carbono
15
La superposicin de la curva que refleja la velocidad de enfriamiento del acero desde la
regin austentica con las curvas de tranformacin TTT nos permitir deducir el rango
de temperaturas en el que la transformacin de la
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-
perlticas
Tomando 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 (V 3>V 2>V 1).
\'/, 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 tal
modo que el punto eutectoide E se desplaza hacia contenidos inferiores de carbono (El'
E 2 , La misma figura pone entonces de manifiesto que al aumentar la velocidad de
enfriamiento, aumenta tambin la proporcin de perlita del acero, aunque el contenido
-
Captulo2. Transformaciones en el
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 la
ferrita 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 otro
lado, los tratamientos trmicos comerciales de los aceros suelen consistir en
enfriamientos continuos (no isotermos), por lo que sera ms apropiado conocer la
cintica 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
AustenitisierungstemperatlJr 810 oc
900 ffaltedalJer 10 min,
I
in J min I
Figura 2.9
70 100 1000
-
Captulo2. Transformaciones en el
hierro-carbono
17
En general, los diagramas CCT se encuentran algo desplazados hacia menores
temperaturas y mayores tiempos en relacin a los diagramas TIT.
C-
Mn -
Si -
P -
S - Cr V Auateniti d 880C (16160 F)
I I Auslenilisierungslemperalur 880
(Holledouer J min) ou(geheizt in
mi"
. A
I
JO
\
5
735C
785C
I
I I
11
\
1\ 1\
1\
,\
\ \
\
\
\
1\
I
1\
\
f P
Bereich des Auslenjls
der
Bereich der
8ereichderMorfensit
= 350C
I \ O
..
in
0.1 Sekunden
10 10 J I
100
10' I
1000 I
10 --leil
Figura 2.10
2.5. Austenizacin de los aceros
La reaccin de formacin de la austenita en el calentamiento por encima de la
temperatura crtica de un acero cualquiera se puede representar mediante un diagrama
TTT, del mismo modo que lo hacamos en el caso de la descomposicin de la austenita.
La principal diferencia radica ahora en el hecho de que a medida que incrementamos la
temperatura por encima de la temperatura crtica de transformacin, la velocidad de
transformacin aumenta continuamente. La Figura 2.11 muestra la transformacin
isoterma de la perlita en austenita en el calentamiento de un acero perltico. Cualquiera
que sea la temperatura (siempre superior a la por supuesto), una vez
desaparecida por completo la perlita, queda todava una cierta fraccin de cementita
residual sin transformar, que al cabo de un tiempo adicional termina redisolvindose
para dar lugar a una estructura totalmente austentica, pero heterognea (muestra
regiones con diferentes contenidos en carbono), requirindose un tiempo
apreciablemente mayor para lograr la homogeneizacin completa de la austeni tao De
cualquier manera, al igual que ocurra con las transformaciones de la austenita en el
enfriamiento, la formacin de la austenita en calentamientos continuos es dependiente
de la velocidad de calentamiento, de tal modo que al aumentar la velocidad de
-
1,\ \
Captulo2. Transformaciones en el
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).
1,
\
I \
\
\',.
\
\ \ \
\
\ \
l\ \
\\. .
Wi!IJ
BOO
. \ \ \ " ?8D
1400
Pearlite
------
"
"
?BO
?4O
O
__
ID
IDODO
Figura 2.11 Temperalure
900
111
I
I
880
860
\ 1/
820
800
780
760
1/
/
11 J
nHE + e
11
:1
" 11111
f
1/
I
I
72 0
700
680
0.1
/ 10
I
P arl'te v
-
/
riC V
I
AC3
ACl
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 la
microestructura final es ms estable al disminuir en ella la extensin de las juntas de
grano (menos defectos). La adicin 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 austentico, 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 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 oC
8
7
6
5
4
Coarse-grained
..... . I. .. . .. JJ Fine-grained
+---1
.
128
64
32
16
8
ot---+--
-1
Grain-coarsening
temperature
-
. 1
'/4
z
-2 1400
1600
1800
2000
'/a
Heating temperature.
Figura 2.13
-
Transfonnaciones en el
hierro-carbono
20
-
Captulo 3: Efectos de los elementos de aleacin en los aceros
21
3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS
3.1. Introduccin
Los aceros al carbono son aleaciones binarias hierro-carbono que peresentan unas excelentes
propiedades mecnicas y bajo coste. Sin embargo es posible mejorar estas propiedades y
especialmente adaptar estos productos a trabajos en condiciones ms severas (p.e., ambientes
corrosivos, altas temperaturas) mediante el uso de elementos de aleacin. El coste de los
aceros de media y alta aleacin tambin ser mayor.
3.2.Distribucin de los elementos aleantes
Podemos dividir los elementos de aleacin de los aceros en varias categoras atendiendo a las
fases 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 (formando
soluciones slidas de sustitucin), dado que su solubilidad en la cementita o su tendencia a
formar carburos es muy baja. Recurdese que solamente los elementos con radio atmico ms
pequeo, como el carbono y el nitrgeno, forman soluciones slidas de insercin. El efecto
principal que origina la entrada en solucin slida de otros elementos en la ferrita es la
distorsin de su red cristalina (diferente tamao atmico), que a su vez produce el
endurecimiento de la ferrita. El endurecimiento es notablemente mayor en las soluciones
slidas 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 la
dureza de la ferrita..
Muchos de los elementos de aleacin empleados en la fabricacin de aceros corresponden a la
segunda categora, siendo entonces formadores de carburos (generalmente ms estables que
la cementita), aunque si estn presentes en bajas concentraciones, entran en solucin tanto en
la 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 distintos
en funcin 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 70C. Ntese 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 est presente en mayor proporcin 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 carburgenos (silicio, fsforo, aluminio, niquel
y cobre, en orden decreciente) tienen carcter grafitizante, es decir dificultan la fonnacin de
cementita y en su lugar promueven la aparicin del carbono en su fonna ms estable, es
decir, grafito.
2'0
1'5
E
. . 10
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 combinacin con los
carburos. El ms importante es el nitrgeno, 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 pequeas, fonnan inclusiones no metlicas, del tipo de los
xidos y sulfuros. Son elementos residuales que quedan formando estas fases tras los
correspondientes tratamientos de desoxiadacin y desulfuracin utilizados en el curso de la
elaboracin de los aceros. De cualquier manera, la proporcin de estas fases es siempre muy
-
Captulo 3: Efectos de los elementos de aleacin en los aceros
23
pequea, ya que son funcin del contenido final de oxgeno 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 formacin de FeS (se forma en su lugar MnS). La fase FeS forma con
el hierro un constituyente eutctico de bajo punto de fusin que dificultara mucho la
laminacin en caliente y la forja de los aceros.
Por ltimo, elementos tales como el plQmo aparecen en estado libre formando parte de los
aceros, es decir sin combinar ni solubilizar.
3.3. Modificacin del diagrama hierro-carbono
A 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
y obtener as una
estructura de hierro y estable a temperatura ambiente. En otras ocasiones (carbono y ni trgeno
son los elementos ms representativos), los elementos gammgenos expanden la regin de
estabilidad 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
y hierro
se unen. Dentro de esta categora citaremos a elementos como el silicio, aluminio, berilio y
fsforo, 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 diagrama
hierro-carbono de un elemento gammgeno tpico (manganeso) y dos alfgenos (titanio y
cromo). En estos dos ltimos casos se destaca que la presencia de los tomos de titanio y de
-
Captulo 3: Efectos de los elementos de aleacin en los aceros
24
cromo en la red de la austenita producen una distorsin tal que se reduce considerablemente el
contenido de carbono que satura la austenita a cualquier temperatura.
M
A4
A 3
M
A 4
A3
Open rfield
(a)
(b)
M A4
A3
a Closed r-fie1d
(e)
(d)
Expanded )'-field
Contracted
r -field
Figura 3.2
Como consecuencia de los efectos citados, todos los elementos alfgenos aumentan la
temperatura eutectoide mientras que los elementos gammgenos la disminuyen. Por otro lado,
todos los elementos de aleacin (alfgenos y gammgenos) disminuyen el contenido de
carbono del punto eutectoide. Estas caractersticas se cuantifican en la Figura 3.5. Las
frmulas desarrolladas por Andrews (1965) permiten calcular aproximadamente las
temperaturas AC3 y Ac de los aceros atendiendo a su composicin qumica:
AC3
=910 -
- 15.2 Ni + 44.7 Si + 104 V + 31.5 Mo + 13.1 W
AC 1 =723 - 10.7 Mn - 16.9 Ni + 29.1 Si + 16.9 Cr + 290 As + 6.38 W
-
I 2, 5'/,
g'/.
4'/.
Mn
2 VJ. '5'I'Mn4'1. Mn / -
..
9'1.Mn
\
Acero 0,35'/. Mn
a; carboio I
Captulo 3: Efectos de los elementos de aleacin en los aceros
1500
1400
1300
1200
1100
1000
900
E
800
700
600
25
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
1,2
1,4
1,6
1,8
Contenido en Carbono
Figura 3.3
1500
1100
a. E
900
900
0'5
1-0
Weight %
e
1-5
20
0-5
10
Weight %
e
1'5
2-0
Figura 3.4
3.4.
Efecto
de
los
elementos
de
aleacin
sobre
la
cintica
de
la
transformacin austentica
En virtud de la diferente tendencia que tienen los elementos de aleacin para asociarse con la
ferrita o de formar carburos, es lgico esperar que su presencia influya sobre la cintica de la
transformacin de la austeni ta por debajo de la temperatura crtica Al' Prcticamente todos los
elementos de aleacin, a excepcin del cobalto, retrasan la cintica de la transformacin de la
austenita, La explicacin de este hecho reside por un lado en que la presencia de elementos de
aleacin en la austenita disminuye la difusividad del carbono en esta fase, y por otro, la
transformacin de la austenita implica igualmente un cierto reparto de los elementos de
-
.
Captulo 3: Efectos de los elementos de aleacin en los aceros
26
aleacin entre la austenita, ferrita y carburos, que a su vez implica la difusin (mucho ms
lenta que la del carbono) de los propios elementos de aleacin.
1200
0,80
0,60
E
800
e
o 040
0,20
Figura 3.5
La Figura 3.6 muestra el efecto de pequeas adiciones de manganeso y molibdeno sobre el
inicio de la transformacin de la austenita. El efecto del molibdeno vara con la temperatura a
la que tiene lugar la transformacin (lo mismo ocurre con otros elementos de aleacin) y
conduce a separar claramente las regiones en las que operan las transformaciones perlticas y
bainticas.
1000
900
800
a. 700 E
600
500
6
e
A = Fe-0'5 al % e 6 = Fe-0'5 al % e 10 al % Mn e = Fe-0'5 al % e 10 al % Mo
-----Ae} Ae3 -----6
10
Reaclion lime (s)
Figura 3.6
-
Captulo 4. Temple del acero
27
TEMPLE DEL ACERO
4.1. Martensita
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 nariz
perltica en la Figura 2.5), la transformacin de la austenita tiene lugar por debajo de los
250C 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 enfriamiento
rpido 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 la
Figura 4.1, donde las posiciones intersticiales x e y estn vacas).
OFe atoms
e atoms Octahedral
interstices
a
---"1
Figura 4.1
Cuanto mayor es el contenido en carbono de la martensita, un mayor nmero de lugares
intersticiales son ocupados y, consecuentemente, la tetragonalidad de la celda aumenta,
tal y como se refleja en la Figura 4.2 (tambin recoge la variacin del parmetro
reticular de la austenita con su contenido de carbono).
La distorsin que produce el carbono en la estructura martenstica se cuantifica de la
siguiente forma:
-
Captulo 4. Temple del acero
28
c/a = 1 + 0.045 %C
de tal modo que una martensita sin carbono tiene la misma estructura que la ferrita (la
extrapolacin a carbono cero del parmetro reticular de la martensita coincide con el
parmetro de la ferrita).
at e o 0'95 1'90 3'80 4,75
366
362
8 - parameter ef fcc austenite
358
3'54
3'50
3.02
e - para meter ef bet manensite \
2'98
294
290
8 -
2.86,---
2.82
para meter ef bet manensite
__
__J
O 0'4 06
wt
e
08 10 "4
Figura 4.2
La Figura 4.3(a) muestra como se puede generar una estructura tetragonal (a'),
prcticamente sin difusin, a partir de la estructura cbica (y) de la austenita. Para
convertir aquella celda tetragonal en una celda de martensita es necesaria una
contraccin de aproximadamente un 17% a lo a lo largo del eje vertical, eje [001]
(Figura 4.3.b). Aunque hoy da se sabe que este mecanismo, debido a Bain, no es
correcto, pone de manifiesto la posiblidad de obtener una martensita por distorsin
mecnica (sin difusin) de la celda de la austenita.
La martensita es una fase metaestable que aparece solo porque la difusin es
prcticamente inoperante a las bajas temperaturas a las que se forma, de tal manera que
-
Captulo 4. Temple del acero
29
si calentamos la martensita hasta una temperatura suficiente para dotar a los tomos de
carbono de una cierta movilidad (tratamiento de revenido, SOO-70C), se formar
cementita y la celda de martensita sin carbono se habr transfonnado en ferrita, es decir,
se habrn formado las fases estables que nos indica el diagrama
[(01) r
I
[(01)
O
I I
o
I
- [010] r
[l(0)r
(a)
I
O
I I I
I
O'I
e
__-
(b)
a
Figura 4.3
La Figura 4.4 muestra el importante efecto que ejerce el carbono sobre la dureza de la
martensita, en comparacin 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 accin conjunta de mecanismos de endurecimiento como la distorsin estructural por
cizaIladura, el endurecimiento por solucin slida de insercin del carbono, y la
formacin de una alta densidad de dislocaciones y macias finas. Por otro lado, el tamao
de grano de la austenita de partida fija el tamao mximo de las placas de martensita, de
tal manera que la resistencia mecnica de la martensita depende tambin, en un cierto
grado, del tamao de grano de la austenita segun una relacin del tipo Hall-Petch
(Figura 4.5)
-
Captulo 4. Temple del acero
900,---------------
_
30
65
800
700
Martensite in iron-carbon alloys
600
c:
500
400
300
50
45
40
35
30
o
c:
25
20
200
Austenite in iron-nickel-carbon alloys
\ 100
wt %
e
Figura 4.4
4.2. Transformacin martenstica
La transformacin martenstica no es una transformacin que tiene lugar por nucleacin
y crecimiento, sino que presenta unas caractersticas propias, que se citana
continuacin:
- En virtud de la prctica ausencia de difusin en estado slido motivada por las bajas
temperaturas a la que tiene lugar, la transformacin martenstica no altera la
composicin qumica de las fases que intervienen: la composicn qumica de la
martensita es la misma que la de la austenita de la que procede. De este modo, el
cambio estructural producido por la transformacin ocurre por cizal1adura en virtud de
pequeos movimientos atmicos (los tomos se desplazan distancias inferiores al
parmetro de la red).
-
Captulo 4. Temple del acero
ZZOO
ZOOO
Grain size - A5TM number
8650: 0'5 C -lMn -0'5Ni -0,5 Cr-0'Z5 Mo
4340: 04 C - 07 Mn -0,8 Cr-1'5 Ni-0'Z5 Mo
31
I
E 1800 z
1Z00
1000
Figura 4.5
- La transformacin martenstica no depende del tiempo sino solo de la temperatura.
Enfriada la austenita por debajo de la temperatura a la que esta transformacin
comienza a producirse (M.), sta tiene lugar instantneamente (la formacin 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 transformacin de la austenita en martensita tiene lugar con un aumento de
volumen que depende ligeramente del contenido en carbono del acero, pero que en
trminos generales se sita en torno al 4%. Una consecuencia de esta caracterstica es la
creacin 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 transformacin y
Mf es la temperatura a la que toda la austenita se ha transformado en martensita. Estas
temperaturas dependen casi exclusivamente de la composicin qumica del acero:
cualquier elemento qumico, a excepcin del cobalto y aluminio, disminuyen la
temperatura M., pero la influencia de los elementos intersticiales (carbono y nitrgeno)
-
Captulo 4. Temple del acero
32
es mucho mayor. La frmula de Andrews (1965) es la ms 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 transformacin martenstica es funcin del grado de subenfriamiento,
por debajo de la temperatura Ms' de tal modo que la fraccin volumtrica de
martensita transformada se puede estimar a partir de la expresin que se indica en la
Figura 4.6. Al aplicar estas frmulas a un acero aleado de alto contenido en carbono
veramos que su temperatura Me es inferior a la temperatura ambiente, de modo que tras
el temple del acero quedar una cierta fraccin 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
-----------
o
50 20
..
..-.
e
2 -LlO x lO' (Ms Tq)
10 HARR I S AND
2.0
V =6.95xlO- 15r455-(M -TIJ5.32 s q
PURE IRON-CARBeN
-. ;
1.0
PURE IRON-CARBON (SUB-ZERO QUENCH)
PlAIN CARBON
SAE S2100
.5 . 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:
composicin qumica del acero, proceso de austenizacin previo y velocidad de temple.
La influencia de la composicin qumica queda reflejada en el importante efecto que se
acaba de exponer de los elementos aleantes sobre la temperatura M. del acero. En
relacin al proceso previo de austenizacin hay que apuntar que al aumentar la
temperatura de austenizacin (yen menor medida tambin al aumentar el tiempo de
mantenimiento) propiciamos tanto la homogeneizacin de la austenita (Figura 2.11)
como el crecimiento de su tamao de grano (Figura 2.13), y ambos factores contribuyen
a estabilizar la fase austentica, retrasndose de este modo su transformacin tanto en
-
Captulo 4. Temple del acero
33
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 propio
enfriamiento 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 transferencia
trmica 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 temple
lquido 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 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 trmica 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 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
-
Captulo 4. Temple del acero
34
primera corta para evitar alcanzar las curvas de la transformacin perlftica del acero, a
la 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 martenstica
lentamente, 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
800
700
600
300
200
100
Con'lction
o
10
15
20
25
Timo 5
Figura 4.7
Temp,rQture
C
800
700
600
500
300
200
100
3 ./. brine
Tap WQter
HQrdening oil A
HQrdeni ng oi 1 B
Di! emulsion
O
O
S
10
15
20
2S
30
Time 5
Figura 4.8
Resulta entonces dificil caracterizar un medio de temple por un nico parmetro que
defina fielmente su capacidad refrigerante. A este respecto, deben tenerse en cuenta dos
consideraciones. Por un lado est el flujo de calor que se dirije desde la superficie de la
-
Captulo 4. Temple del acero
35
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
sta 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 (Ts-
donde h es el coeficiente de pelcula, 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 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)s
Igualando ambos flujos, resulta:
(dT/dx)s =(h/k) (Ts- T Resulta 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
H =h / 2k Aunque los valores de la severidad H varan en el curso del enfriamiento (especialmente
vara el coeficiente de pelcula, aunque igualmente vara la conductividad trmica), se
suelen utilizar unos valores medios aproximados caractersticos de cada medio. La
Tabla 4.1 muestra la severidad H (en pulgadas l) de diferentes medios de temple y
tambin 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
36
Air
Oi!
Water
Brine
No circulation of fluid or agtation of piece 0.02 0.25 to 0.30 0.9 to LO 2
Mi!d circulation (or agitation) ............
Moderate circulation ...................
Good circulation .......................
0.30 to 0.35
0.35 to 0.40
0.4 to 0.5
LO 1.2
1.4
to
to
to
1.1 2 to 2.2
1.3
1.5
Strong circulation ...................... 0.05 0.5 to 0.8 1.6 to 2.0
Violent circulation ..................... 0.8 to 1.1 4 5
Tabla 4.1
Cooling rate (a) from 717 to 550 oC
(1328 to 1022 F) relative to that
for water at
Cooling rate (a) from 717 to 550 oC
(1328 to 1022 F) relative to that
for water at Quenching medlum 18 oC (65F) Quenching medium 18 oC (65F)
Aqueous solution,
Aqueous solution,
Aqueous solution,
Aqueous solution,
Aqueous solution,
Water at 32 F
Water at 65 F
10%
10%
10%
10%
10%
LiCI
NaOH
NaCI
NazC03 ..
H ZS0 4
2.07
2.06
1.96
1.38
1.22
1.06
LOO
Oi! 20204
Oil, Lupex Iight
Water at 122 F
Oi! 25441
oi! 14530
Emulsion of 10% oi! in water
Copper plates
0.20
0.18
0.17
0.16
0.14
O. 11 0.10
Aqueous solution,
Mercury
Sn30Cd7o at 356 F
Water at 77 F
Rape seed oi!
Tria! oi! No. 6
Oi! P20
Oi! 12455
Glycerin
10% H3P04 0.99
0.78
0.77
0.72
0.30
0.27
0.23
0.22
0.20
Soap water
Iron plates
Carbon tetrachloride
Hydrogen
Water at 166 F
Water at 212 F :
Liquid airo
Air
Vacuum
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 (65F) cooled at the rate of 1810 oC (3260 F) per
second 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 alejemos
de 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 de
enfriamiento 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 contenido
calorfico 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 perifrica
estar en relacin directa con el cociente (S/V)
-
Captulo 4. Temple del acero
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 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 papel
importante 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 T 1 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 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 compresin en el centro y
de traccin en la superficie (Figura 4.10, b). Posterionnente la regin central de la pieza
se enfra y se contrae, reducindose de este modo las tensiones internas (Figura 4.10, c,
-
-
Captulo 4. Temple del acero
38
d). Finalmente, cuando el centro alcanza la temperatura TI' ambas partes, central y
superficial, 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, que
en ningun momento han superado el lmite elstico del material.
I
I
.c
e
I I
T \1
I I
I I
I I
I
I
I I
I
I
(a)
I I I
I (b)
I
I I
I (e)
I
I I
I (d)
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 est todava a la temperatura T h, se supone
que 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 se
contraer y la superficial se expandir (Figura 4.11, paso de cad), producindose de
este modo una relajacin de las tensiones internas. En el enfriamiento posterior de la
regin central y dado que la deformacin plstica es irreversible, aparecern tensiones
de 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
-
t,
o .-
Captulo 4. Temple del acero
39
martensita cuando su regin central todava es austentica, generndose de este modo
tensiones de compresin en superficie y de traccin en el ncleo (Figura 4.12, a).
I
I
I 1
I I
T 11
I I
I I
I I
I
I
I \
1
I I I
'1
I I
1
I I
I
I I
.
.. E 'hD
ti
tI
tI
(8)
(b)
(e)
(d)
(e)
Figura 4.11
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).
1
I
. . . 1
"C
+
o
I I
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
-
Captulo 4. Temple del acero
40
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 variacin
dimensional asociada a la transformacin aumenta. Adems, cuando la formacin de
martensita ocurre a una temperatura relativamente alta, es posible una cierta relajacin
del 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 las
transformaciones (variaciones dimensionales) ocurren con una mayor rapidez y la
posiblidad de relajacin se reduce.
-
Captulo 5. Detenninacin prctica de la templabilidad.
41
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 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 unas
condiciones 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 fcilmente
templables 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 respecti vamente
este tipo de representacin 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). Ntese que en el primer caso solo se ha conseguido una dureza alta
en 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 5.3
y 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 tan
siquiera 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 de
baja templabilidad solo admiten el temple de piezas pequeas y an as 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
\
\ \
U
I 1
V
40
40 1\\ \0\
o
o
)11I
o
30
o
o
\
\
V
I
e
f
{
o
30
\
2" - 3" 4"
5"
/
20
SAE 1045
2"- 3" 4"
5"
20
SAE 6140
1
Diameter
Figura 5.1
10 I Diameter
Figura 5.2
5.3. Dimetros crticos reales y dimetro crtico ideal
Se define el dimetro crtico 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 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 el
dimetro de la zona no endurecida, Du (regin con un porcentaje de martensita inferior
al 50%, zona rayada en la Figura 5.5).
I
SAE 1045
50
40
- 50
40
.
e
30
30
\
I(
I
o a:
3" 4"
.. 20
SAE 6140
5"
Diameter
Figura 5.3
10 I Diameter
Figura 5.4
Ntese como al aumentar el dimetro del redondo tambin aumenta el dimetro de la
zona no endurecida. En la misma figura se ha representado el cociente frente al
dimetro 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 dimetro crtico real en el medio correspondiente, ya que corresponde al dimetro
para el que Du es cero y por lo tanto en su centro hay una microestructura con un 50%
de martensi tao
El dimetro critico ideal de un acero (DCI) se define como aquel dimetro 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 aqul en el que al sumergir el redondo,
la superficie del mismo alcanza instantneamente la temperatura del medio. El DCI al
estar asociado a un medio refrigerante definido es una medida directa de la
templabilidad del acero. Los grficos de la Figura 5.6 dan cuenta de la relacin que
-
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
Du
o
0.70
0.60
0.50
r
Water
0.40
0.30
0.20
0.10
B
o 0.8
A 2
3
4 5 6 7
O 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 por
lo tanto ser funcin de la composicin qumica del acero (contenido de carbono y
-
Captulo 5. Detenninacin prctica de la templabilidad.
45
elementos de aleacin) y del tamao del grano austentico. La templabilidad de un acero
aumenta 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 las
transformaciones ferrito-perlticas (vase Figura 2.2) y entonces su cintica ser ms
lenta.
10
8
I
-
v
V
v V
V
Q)
Q) 6
v >
> 4
v
v
V
2
o o
2
4
1
6
8
DI values
10
12
14
2.0
1.6
/
/
/
V
V 1/
Q)
>
1.2
1/
1/1/
1/
0.8
v
0.4
l/V
o o
0.4
0.8
1.2
1.6
2.0
2.4
2.8
DI values
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 es
un elemento que en cantidades muy pequeas (0.001-0.002%) tiene un efecto retardador
de las transformaciones ferrito-perlticas muy potente, pero sin embargo su efecto sobre
las transformaciones bainticas es muy inferior, siendo su influencia especialmente
-
/ /
V /
V / V
1/
1/
V 1/ V /
1// / 1//
1/ V
I
1-
I I , I I I
1- V 1-
1-
1-
1
-
-
. -
Nickel
-
Captulo 5. Detenninacin prctica de la templabilidad.
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
0.22
0.20
0.18
0.16
o
0.2
0.4
0.6
0.8 .
Carbono %
Figura 5.7
9.00
8.00
7.00
6.00
5.00
4.00
3.00
2.00
1.00
O
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
1.2
1.4
1.6
1.8
2.0
%otelemenl I
2.5 3.0 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.
-
Captulo 5. Detenninacin prctica de la templabilidad.
o
o
o
1.0
47
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 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 una
nica probeta, que despus de ser austenizada durante 30 minutos, se enfra
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 enfra
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 extraccin de calor es longitudinal (apenas
hay un flujo apreciable de calor en la direccin radial) y la velocidad de enfriamiento
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Captulo 5. Detenninacin prctica de la templabilidad.
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vara 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 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 al
extremo templado) y la velocidad de enfriamiento a la temperatura de 704C (regin en
la que tienen lugar las transformaciones ferrito-perlticas), que vara entre 350C/s y
2C/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 (estas
distancias suelen expresarse tomando como unidad 1/16 de pulgada). La representacin
grfica de la dureza (HCR) frente a la distancia al extremos templado (dJ) constituye la
curva Jominy. La Figura 5.13 presenta el modo de construccin de una curva Jominy.
Una vez determinada la curva Jominy