ACEROS Y FUNDICIONES: ESTRUCTURAS, · PDF file6. REVENIDO DE LOS ACEROS 6.1....

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

Micrografías de la Portada:

Identifíquelas con las siguientes composiciones químicas

Fe-O.150/0C

Fe-O.S%C

Fe-O.750/0C

Fe-1.2%C

Fe-O.080/0C-19%Cr-100/0Ni

Fe-O.030/0C-19%Cr-80/0Ni

Fe-30/0C-2.S%Si

Fe-3.2%C-40/0Ni-2.5%Cr-l %Mo

1. FASES Y ESTRUCTURAS

1.1. Introducción

1.2. Constituyentes alotrópicos del hierro

1.3. Constituyentes simples de los aceros

2. TRANSFORMACIONES EN EL DIAGRAMA HIERRO-CARBONO

2.1. Diagrama hierro-carbono

2.2. Descomposición de la austenita en un enfriamiento lento

2.3. Cinética de la transfonnación de la austenita

2.4. Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre las transformaciones

ferrito-perlíticas

2.5. Austenización de los aceros

3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS

3.1. Introducción

3.2. Distribución de los elementos aleantes

3.3. Modificación del diagrama hierro-carbono

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

austenítica

4. TEMPLE DEL ACERO

4. 1. Martensi ta

4.2. Transformación martensítica

1 1 5 7 8 11 15 17 21 21 23 25 27 30

4.3. Transferencia ténnica durante el temple de los aceros

4.4. Tensiones de temple

5. DETERMINACION PRACTICA DE LA TEMPLABILIDAD

5.1. Templabilidad

5.2. Penetración de temple

5.3. Diámetros críticos reales y diámetro crítico ideal

5.4. Ensayo Jominy

.. .. ..

.

..

.

33 37 41 41 42

47

6. REVENIDO DE LOS ACEROS

6.1. Introducción

6.2. Etapas en el revenido de los aceros

6.3. Efecto de los elementos de aleación

6.4. Propiedades mecánicas de los aceros templados y revenidos

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

6.6. Fragilización durante el tratamiento de revenido

7. TRATAMIENTOS TERMICOS

7.1. Introducción

7.2. Etapas 'en los tratamientos térmicos

7.3. Tratamientos térmicos fundamentales

7.4. Tratamientos isotérmicos

7.5. Tratamiento intercrítico

7.6. Tratamientos termomecánicos

8. TRATAMIENTOS SUPERFICIALES

8.1. Temple superficial

8.2. Cementación o carburación

8.3. Nitruración

8.4. Carboni truración

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. Introducción

10.2. Aceros para trabajos en frío

10.3. Aceros para trabajos en caliente

10.4. Aceros de corte rápido

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. Introducción

153

11.2. Aceros inoxidables martensíticos

11.3. Aceros inoxidables ferríticos

11.4. Aceros inoxidables austeníticos

11.5. Aceros inoxidables dúplex

11.6. Aceros inoxidables endurecibles por precipitación

12. FUNDICIONES DE HIERRO

12.1. Introducción

12.2. Fundiciones blancas

12.3. Fundiciones grises

12.5. Fundiciones dúctiles o nodulares

12.6. Fundiciones maleables

.. .. .. .. ..

157 160 164 171 176 179 181 187 194 199

BIBLIOGRAFlA

ANEXO 1

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

203

Capítulo 1. Fases y estructuras

1. FASES Y ESTRUCTURAS

1.1. Introducción

Los aceros y las fundiciones de hierro constituyen con gran diferencia el grupo de

materiales metálicos industrialmente más utilizado, ya que se pueden fabricar en

grandes cantidades y con costes relativamente bajos. Además, sus propiedades en

general y las mecánicas en particular abarcan un intervalo muy amplio, que van desde

productos con resistencias moderadas (200-300 MPa) y ductilidades altas hasta aquellos

otros caracterizados por una de las resistencias mecánicas mayores en la gama de las

aleaciones metálicas (2000 MPa).

Los aceros y las fundiciones de hierro son materiales basados en las aleaciones de hierro

y carbono, a las que también se adicionan otros elementos de aleación, con el propósito,

muchas veces, de endurecerlos, ya que el metal hierro policristalino con una muy alta

pureza (60 ppm de impurezas) es un material muy blando: su límite elástico ronda los

150 MPa.

1.2. Constituyentes alotrópicos del hierro

Al enfriar una muestra de hierro puro desde el estado líquido experimenta una serie de

transformaciones que se manifiestan nítidamente con técnicas térmicas y dilatométricas

(desprendimientos de calor y variaciones dimensionales respectivamente). Al calentar la

misma muestra se inducen idénticas transformaciones en sentido inverso, aunque ahora

las mismas tienen lugar a unas temperaturas ligeramente superiores (histéresis térmica),

que a su vez son función de las velocidades de calentamiento y enfriamiento utilizadas.

Al enfriar una muestra de hierro puro desde el estado líquido, su solidificación tiene

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

(BCC, a = 2.93Á), es el hierro

El hierro

es estable hasta que se alcanza la

temperatura de 1394°C, temperatura a la que se transforma en hierro y, de estructura

cúbica centrada en las caras (FCC, a = 3.65 Á). Finalmente a los 912°C, el hierro y se

transforma en hierro a, de estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC, a =2.9 Á). Al

continuar el enfriamiento hasta temperatura ambiente, la única transformación

perceptible es que el hierro se vuelve magnético por debajo de 770°C (temperatura de

Curie). La Figura 1.1 muestra los citados cambios alotrópicos en un registro del

volumen atómico del hierro en función de la temperatura. Debe destacarse que todas


2

estas transformaciones aparecen acompañadas de cambios volumétricos. Por ejemplo, la

transformación en el enfriamiento del hierro y en hierro a produce un aumento de

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

Celda de hierro y: 4 átomos de hierro, V = (3.65)3

Celda de hierro a: 2 átomos de hierro, V = (2.9)3

VIV = 2 (2.9)3 - (3.65)3 I (3.65)3= +0.3%

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

12·6

12·4

12·2

E 120

11·8

400

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

nitrógeno, en ambas fases, su difusividad y también en la capacidad de deformación

plástica de ambas estructuras. La Figura 1.2 muestra la disposición atómica de los

átomos de hierro en las dos fases alotrópicas. Debe hacerse notar que la estructura FCC

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

BCC son los que ocupan las posiciones tetraédricas y los segundos más grandes son los

que ocupan las posiciones octaédricas (octaedro achatado verticalmente), que ocupan

los centros de las caras y los centros de las aristas del cubo. Por otro lado, es interesante

Estructura Hueco Radio Radio en el hierro, Á

BCC tetraédrico 0.29r 0.35

BCC octaédrico 0.15 r 0.19

FCC tetrédrico 0.23 r 0.28

FCC octaédrico 0.41 r .0.52


3

remarcar que la estructura del hierro y (FCC), si bien es más compacta, presenta

intersticios mayores que la del hierro a (BCC). Los intersticios mayores en el hierro y

ocupan posiciones octaédricas, existiendo también intersticios tetrédricos más

pequeños. La Tabla 1.1 da cuenta del tamaño de las mayores esferas que se ajustarían al

tamaño de los intersticios de las estructuras FCC y BCC.

·

(a)

·

Metal atoms

(b)

·

Metal atoms

o Octahedral interslíces

o

o Tetrahedral interslíces

(a) ·

Metal atoms

(b) ·

Metal atoms

r = radIo atómIco

o Octahedral interstices Figura 1.2 Tabla 1.1

o Tetrahedral interslíces

Elemento Radio Atómico (A)

Hierro 1.26

B 0.94

C 0.77

N 0.72

O 0.6

H 0.46


4

En las aleaciones del hierro con otros elementos distinguiremos entre los elementos

intersticiales y los sustitucionales. Carbono y nitrógeno constituyen los denominados

elementos intersticiales (también lo son el boro, oxígeno y el hidrógeno) ya que son

átomos lo suficientemente pequeños en relación al átomo de hierro como para

introducirse en su estructuras ocupando sus huecos internos. Por el contrario, los demás

elementos, también presentes normalmente en los aceros como el manganeso, silicio,

cromo, etc., tienen tamaños atómicos mucho mayores y forman con el hierro soluciones

sólidas de sustitución. De cualquier manera, la Tabla 1.2 refleja que incluso los

elementos más pequeños ocupan un volumen mayor que los propios intersticios, de

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

Tabla 1.2

De este modo, la solubilidad del carbono y nitrógeno en el hierro y es mayor que en el

hierro a, al ser mayores sus intersticios, tal y como se refleja en la Tabla 1.3. En la

misma Tabla se puede apreciar que ambas solubilidades son extremadamente bajas a

temperatura ambiente, siendo muy inferiores al contenido de estos elementos en los

aceros industriales, por lo que a temperatura ambiente se encontrarán en formas

precipitadas, carburos y nitruros, respectivamente.

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

su difusividad. La difusión de cualquier elemento es mucho más rápida en el hierro

(estructura más abierta) que en el hierro y (estructura más compacta). Por otro lado,

también la difusividad es siempre mucho más rápida en el caso de los movimientos de

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

Tabla 1.4.

Solvente Soluto Energía 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 <0.00005

N en hierro y 650 2.8

N en hierro y 590 2.35

N en hierro a 590 0.1

N en hierro a 20 <0.0001


5

Tabla 1.3

Tabla 1.4. D = Do exp (-Q/RT) , cm2/s

1.3. Constituyentes simples de los aceros

Los aceros son aleaciones hierro-carbono. El carbono es un elemento intersticial, que se

inserta en los huecos de las diferentes estructuras del hierro.

Capítulo l. Fases y estructuras

6

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

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

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

mecánicas dependen del contenido de carbono, pero podríamos dar como valores

medios representativos una dureza de 300HB, una carga de rotura de 900 a 1100 MPa y

alargamientos comprendidos entre 30 y 60%.

Por otro lado, la solución sólida de inserción del carbono en el hierro a se denomina

ferrita. En este caso los átomos de carbono no ocupan los huecos tetrédricos, más

grandes, sino los octaédricos, al estar éstos últimos más favorablemente situados para

relajar la tensiones inducidas. Los huecos octédricos en el hierro a son asimétricos, por

lo que la inserción en ellos de un átomo de carbono desplaza solamente dos de los seis

átomos que lo rodean, lo que desde el punto de vista energético es más favorable. La

ferrita, al igual que el hierro a, es magnética por debajo de 770°C. Se trata del

constituyente más blando de los aceros, debido en este caso a su bajo contenido en

carbono. Tiene una dureza de 90HB, una resistencia mecánica de 300 MPa y un

alargamiento del 400/0.

Existe un tercer constituyente de gran importancia en los aceros. Se trata del carburo de

hierro o cementita, de fónnula Esta es la fase que se fonna cuando el contenido de

carbono de la aleación excede el límite de solubilidad de la ferrita o de la austenita. La

cementita es un compuesto intermetálico que, a diferencia de la ferrita y la austenita,

responde a una composición química fija: contiene siempre un 6.67% en peso de

carbono. La cementita tiene una estructura cristalina ortorrómbica con los siguientes

parámetros de red: a=4.52Á, b=5.09Á y c=6.74Á. Su celda unidad es compleja y

contiene 12 átomos de hierro y 4 átomos de carbono. La cementita es ferromagnética

por debajo de 210°C. Se trata igualmente de un compuesto muy duro, el más duro de los

aceros (68HRC) y frágil, cuya densidad vale 7.694 g/cm 3·

La cementita es termodinámicamente inestable y por encima de 450°C puede

descomponerse en sus componentes individuales, hierro y carbono (grafito). Sin

embargo, el tiempo requerido para que esta descomposición tenga lugar es tan grande

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

/

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

Capítulo 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 capítulo anterior, la

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

diagrama metaestable es el que tiene un mayor interés práctico para el estudio de los

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

fundiciones al silicio.

1700

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


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 gammágeno del carbono: la adición de carbono al hierro y aumenta el

dominio térmico de estabilidad de la austenita. Así, por ejemplo, la temperatura de

transformación del hierro y en hierro

aumenta hasta 1495°para un contenido en

carbono del 0.17% (punto peritéctico del diagrama), mientras que la de la

transformación de la austenita en ferrita disminuye hasta 727°C para la aleación con

0.77% de carbono.

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

Punto peritéctico( 1495°C): Fase líquida(0.53%C)+Fe

(0.09%C)

Fe y (0.17% C)

Punto eutéctico(l148°C):Fase

Punto eutectoide(727°C): 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

transformación se denominan temperaturas críticas, existiendo así tres temperaturas de

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

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

donde están presentes las fases ferrita y cementita, mientras que se llama temperatura

Acm a aquella que separa el dominio de estabilidad de la austenita de la zona bifásica

austenita+cementita. Dado que estas transformaciones no ocurren exactamentete a la

misma temperatura al calentar y al enfriar, se denotan a veces como Ar o Ac para

describir la transformación en el enfriamiento o en el calentamiento respectivamente

(Arl, Ac l, por ejemplo).

2.2. Descomposición de la austenita en un enfriamiento lento

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

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

la morfología típica de los constituyentes eutectoides, es decir, se trata de una

disposición fina de láminas adyacentes de las dos fases. La transformación se inicia con


hierro-carbono

9

la formación de un primer germen de cementita en la junta entre dos granos de

austenita. La formación del germen de cementita implica la difusión del carbono desde

zonas adyacentes, quedando éstas empobrecidas en carbono, siendo por lo tanto

susceptibles de transformarse en ferrita, al hallarse a una temperatura inferior a la

correspondiente a la de su cambio alotrópico. La microestructura a temperatura

ambiente del acero de 0.77% de carbono será totalmente perlítica.

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

carácter gammágeno del carbono, el inicio de la transformación de la austenita en ferrita

(Ar3) ocurre a una temperatura tanto más baja cuanto mayor es el contenido de carbono

de la austenita. Los aceros con un contenido en carbono menor del 0.77% se denominan

hipoeutectoides y en su enfriamiento desde la región austenítica comienzan a

transformarse por transformación alotrópica en ferrita primaria o proeutectoide y

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

perlita. La Figura 2.2 da cuenta de como tiene lugar esta transformación y refleja como

la ferrita proeutectoide se origina normalmente en las juntas de grano de la austenita

(zonas de mayor energía), luego forma el constituyente matriz del acero

Figura 2.2

Capítulo 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 transformación de la austenita en el

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

saturada en carbono. Esta precipitación tambien empieza en las juntas de grano de la

austenita, pero ahora el constituyente primario formado es la cementita (cementita

proeutectoide), formándose finalmente perlita al alcanzarse la temperatura eutectoide

(Figura 2.3). La cementita es ahora el constituyente matriz de estos aceros: se trata de

unos productos muy frágiles.

1100

1000

900

800

a. E

700

600

500

400

el

Composition

Figura 2.3

Cl

Capítulo 2. Transformaciones en el

hierro-carbono

11

Finalmente, la austenita de los aceros con un contenido en carbono muy bajo «0.02%)

se transforma por enfriamiento totalmente en ferrita antes de alcanzar la temperatura

eutectoide. Estos aceros no tienen perlita. Sin embargo, al continuar enfriando estos

productos hasta temperatura ambiente, la ferrita tennina saturándose en carbono, que

precipita finalmente en fonna de cementita en puntos triples o en juntas de grano: es la

denominada cementita terciaria (Figura 2.4).

oc 950

1700F

900

lS00F

850

lS00F

800

Alomic Percentage Carbon

0.05 0.10

Austenlte

14S 0F 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

// !/ '/

- - Fe·C equilibnum (experlmenlal)

-Fe·Fe,C equilibrium ¡experimental) 1I 1

Fe 0.005 0.010 0.015 0.020

Weight Percentage Carbon

Figura 2.4

2.3. Cinética de la transformación de la austenita

La forma más sencilla de estudiar la evolución de esta transformación es mediante

tratamientos isotérmicos a temperaturas subcríticas. En estos estudios se analiza la

evolución de la transformación a lo largo del tiempo, manteniendo constante la

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

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

modo los diagramas TTT (Transfonnación-Temperatura-Tiempo), que expresan en un

diagrama temperatura-tiempo, el tiempo necesario para que se inicie y para que finalice

-

- -

/

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

Capítulo 2, Transfonnaciones en el

hierro-carbono

12

la transformación, cuando se mantienen isotérmicamente, a una determinada

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

muestras de acero deben enfriarse rápidamente desde la temperatura de austenización

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

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 reacción ocurre con mayor rapidez (en

este caso sobre 540°C), disminuyendo ésta tanto al movemos hacia mayores como hacia

menores temperaturas. La explicación reside en que al acercarnos a la temperatura

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

transformación disminuye (entalpía libre ligada al cambio de fase). Por otro lado, al

disminuir la temperatura de transformación por debajo de la nariz de la curva, aunque el

subenfriamiento aumenta, la reacción se ralentiza, al disminuir ostensiblemente la

difusividad del carbono en la

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

/


hierro-carbono

13

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

(ferrita+perlita) son tanto más finos (y por ello, de mayor dureza) cuanto menor haya

sido la temperatura a la que se han formado. En la misma Figura 2.5 se observa que la

perlita formada a una temperatura cercana a la eutectoide (727°C), tiene una dureza de

10-20 HRC, se trata de la perlita gruesa, con una separación interlaminar comprendida

entre 0.25 y 0.5

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

la curva (sobre 540°C) tiene una dureza en torno a 35-40 HRC, la separación

interlaminar de este constituyente es de 0.1-0.2

y se denomina perlita fina.

Las transformaciones perlíticas tienen lugar por nucleación y crecimiento, de tal manera

que su cinética, a una determinada temperatura, responde a curvas del porcentaje de

transformación en función del tiempo de tipo sigmoidal, como la representada en la

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

1.0

0.8

0.6

0.4

0.2

200

400

600 800 1000

Time, in seconds

Figura 2.6

Las estructuras de transformación que aparecen por debajo de la nariz de la curva de la

Figura 2.5, aunque también son mezclas de ferrita y cementita, son claramente

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

eutectoide tiene lugar por debajo de 500°C, la difusión del carbono resulta ya muy

dificil, mientras que el salto entálpico ligado a la transformación austenita-ferrita es

muy grande. La formación de la bainita a temperaturas entre 500 y 400°C (bainita

superior: 40-45 HRC) se inicia con la formación de un germen acicular de ferrita y

como resultado de la necesaria expulsión del carbono, precipita cementita en los

contornos de las agujas de ferrita. Entre 400 y 250°C, la difusión del carbono es aún

11 1I1I1 /1 ! 1 1 11 11111

1. A

0= IAf _. - . .-_. _ '1" o- - . A í

- - 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 .

-


hierro-carbono

14

más lenta, de manera que en estas situaciones pequeñas láminas de cementita precipitan

en el interior del propio germen de ferrita: es la bainita inferior (50-55 HRC). La

extremada finura de las estructuras bainíticas, que no se resuelven al microscopio

óptico, es la responsable de su alta dureza.

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

austenítico, de tal manera que no damos tiempo para que la transformación perlítica

tenga lugar, por debajo de aproximadamente 200°C, tiene lugar una transformación

diferente, que da lugar a una nueva estructura muy dura, denominada martensita. El

estudio de la transformación martensítica se realizará en un capítulo posterior. De

momento solamente se indica que las temperaturas Ms' Mso Y M90 , que aparecen en la

Figura 2.5, corresponden respectivamente al inicio de la transformación martensítica, a

un 50% ya un 90 % de la citada transformación (el resto, en cada caso, es austenita sin

transformar) .

Es preciso finalmente señalar que la transformación isoterma de la austenita en los

aceros hipoeutectoides e hipereutectoides comienza dando lugar a la fase proeutectoide

presente en cada caso, ferrita y cementita respectivamente, 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

Capítulo 2, Transfonnaciones en el

hierro-carbono

15

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

región austenítica con las curvas de tranformación TTT nos permitirá deducir el rango

de temperaturas en el que la transformación de la

va a tener lugar y, en

consecuencia, conocer las estrcturas que se formarán.

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

perlíticas

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

de enfriamiento, desde el dominio austenítico, se traduce en una disminución de la

temperatura Ar3 (histéresis térmica asocida a los procesos de nucleación y crecimiento).

La región de estabilidad de la austenita del diagrama hierro-carbono se modifica

entonces al variar la velocidad de enfriamiento tal y como se pone de manifiesto en la

Figura 2.8 (V 3>V 2>V 1).

\'/, de carbono

Figura 2.8

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

mantiene su tendencia al descender la temperatura por debajo de la eutectoide, de tal

modo que el punto eutectoide E se desplaza hacia contenidos inferiores de carbono (El'

E 2 ,

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

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

Capítulo2. Transformaciones en el

hierro-carbono

16

en carbono de este constituyente será menor que el que aparecería en un enfriamiento

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

más bajas cuanto mayor sea la velocidad de enfriamiento, el tamaño de grano de la

ferrita y la separación interlaminar de la perlita disminuirán y, en consecuencia,

aumentarán tanto la dureza como la resistencia mecánica del acero.

Resulta entonces que en un enfriamiento continuo desde la región austenítica a una

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

se inicie (tanto más grande cuanto mayor sea la velocidad de enfriamiento). Por otro

lado, los tratamientos térmicos comerciales de los aceros suelen consistir en

enfriamientos continuos (no isotermos), por lo que sería más apropiado conocer la

cinética de la transformación de la austenita en enfriamientos continuos: son las

denominadas curvas CCT, que expresan el inicio y final de las transformaciones en

enfriamientos realizados a diferentes velocidades de enfriamiento. Las Figuras 2.9 y

2.10 muestran respectivamente los diagramas CCT de un acero eutectoide y de otro

hipoeutectoide. Estas figuras muestran las curvas de enfriamiento que se han utilizado

para obtener los diagramas, así como la dureza final obtenida en cada caso. Nótese el

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

como consecuencia del desprendimiento de calor asociado a la transformación.

1000

AustenitisierungstemperatlJr 810 oc

900 ffaltedalJer 10 min,

I

in J min I

Figura 2.9

70 100 1000


hierro-carbono

17

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

temperaturas y mayores tiempos en relación a los diagramas TIT.

C-

Mn -

Si -

P -

S - Cr V Auateniti d 880°C (16160 F)

I I Auslenilisierungslemperalur 880

(Holledouer J min) ou(geheizt in

mi"

. A

I

JO

\

5

735°C

785°C

I

I I

11

\

1\ 1\

1\

,\

\ \

\

\

\

1\

I 1\

\

f P

Bereich des Auslenjls

der

Bereich der

8ereichderMorfensit·

= 350°C

I \ O

..

in

0.1 Sekunden

10 10 J I

10 0

10' I

1000 I

10 --leil

Figura 2.10

2.5. Austenización de los aceros

La reacción de formación de la austenita en el calentamiento por encima de la

temperatura crítica de un acero cualquiera se puede representar mediante un diagrama

TTT, del mismo modo que lo hacíamos en el caso de la descomposición de la austenita.

La principal diferencia radica ahora en el hecho de que a medida que incrementamos la

temperatura por encima de la temperatura crítica de transformación, la velocidad de

transformación aumenta continuamente. La Figura 2.11 muestra la transformación

isoterma de la perlita en austenita en el calentamiento de un acero perlítico. Cualquiera

que sea la temperatura (siempre superior a la por supuesto), una vez

desaparecida por completo la perlita, queda todavía una cierta fracción de cementita

residual sin transformar, que al cabo de un tiempo adicional termina redisolviéndose

para dar lugar a una estructura totalmente austenítica, pero heterogénea (muestra

regiones con diferentes contenidos en carbono), requiriéndose un tiempo

apreciablemente mayor para lograr la homogeneización completa de la austeni tao De

cualquier manera, al igual que ocurría con las transformaciones de la austenita en el

enfriamiento, la formación de la austenita en calentamientos continuos es dependiente

de la velocidad de calentamiento, de tal modo que al aumentar la velocidad de

1,\ \


hierro-carbono

18

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

debido a la histéresis ténnica ya comentada con anterioridad (ver Figura 2.12).

1,

\

I \

\

\',.

\

\ \ \

\

\ \

l\ \

\\.

.

Wi!IJ

BOO

. \ \ \ " ?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

7 2 0

7 0 0

6 8 0

0.1

/ 10

I

P arl'te v

-

/

riCé V

I

AC3

ACl

Time in seconds

Figura 2.12

Capítulo2. Transfonnaciones en el diagrama hierro-carbono

19

Otro aspecto importante asociado al empleo de temperaturas de austenización muy altas

o a tiempos de mantenimiento a temperatura elevada grandes es el crecimiento del

grano de la austenita. El crecimiento del grano de austenita es un proceso espontáneo

que tiene lugar por difusión (movimiento de las fronteras de grano) ya que la

microestructura final es más estable al disminuir en ella la extensión de las juntas de

grano (menos defectos). La adición de aluminio como elemento desoxidante de los

aceros (aparece en forma de AIN) y de otros elementos como el titanio y el niobio

(forman carbonitruros) dificulta el crecimiento del grano austenítico, ya que estos

compuestos precipitan en forma fina y dispersa en las juntas de grano de la austenita,

ejerciendo un efecto de anclaje que retarda el movimiento de las fronteras de grano. La

Figura 2.13 muestra también como el efecto de afino de grano ligado a la precipitación

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

estos precipitados se redisuelven en la austenita.

800 900

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

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

21

3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS

3.1. Introducción

Los aceros al carbono son aleaciones binarias hierro-carbono que peresentan unas excelentes

propiedades mecánicas y bajo coste. Sin embargo es posible mejorar estas propiedades y

especialmente adaptar estos productos a trabajos en condiciones más severas (p.e., ambientes

corrosivos, altas temperaturas) mediante el uso de elementos de aleación. El coste de los

aceros de media y alta aleación también será mayor.

3.2.Distribución de los elementos aleantes

Podemos dividir los elementos de aleación de los aceros en varias categorías atendiendo a las

fases en las que aparecen:

- Elementos que aparecen disueltos en la ferrita

- Elementos que aparecen disueltos y también forman carburos estables

- Elementos que aparecen formando carburos

- Elementos que aparecen en forma de inclusiones no metálicas

- Elementos presentes en estado libre.

Dentro de la primera categoría se sitúan elementos tales como el niquel, cobre, fósforo,

silicio, aluminio y cobalto, que normalmente aparecen disueltos en la ferrita (formando

soluciones sólidas de sustitución), dado que su solubilidad en la cementita o su tendencia a

formar carburos es muy baja. Recuérdese que solamente los elementos con radio atómico más

pequeño, como el carbono y el nitrógeno, forman soluciones sólidas de inserción. El efecto

principal que origina la entrada en solución sólida de otros elementos en la ferrita es la

distorsión de su red cristalina (diferente tamaño atómico), que a su vez produce el

endurecimiento de la ferrita. El endurecimiento es notablemente mayor en las soluciones

sólidas de inserción que en las de sustitución. Este carácter endurecedor, de mayor a menor,

resulta ser: C, N, P, Sn, Si, Cu, Mn, Mo. El niquel, cromo y aluminio apenas afectan a la

dureza de la ferrita..

Muchos de los elementos de aleación empleados en la fabricación de aceros corresponden a la

segunda categoría, siendo entonces formadores de carburos (generalmente más estables que

la cementita), aunque si están presentes en bajas concentraciones, entran en solución tanto en

la cementita como en la ferrita. Ejemplos típicos son el manganeso, cromo, molibdeno,

vanadio, niobio, wolframio, etc. El manganeso no forma carburos sino que suele aparecer

>


22

disuelto en la cementita. Un mismo elemento químico puede fonnar varios carburos distintos

en función de las proporciones relativas de carbono y del citado elemento presentes en el

acero. La Figura 3.1 presenta el diagrama de equilibrio de un acero con 0.2% de carbono y

diferentes proporciones de cromo y vanadio a 70ü°C. Nótese que en este supuesto carburos

del tipo de la cementita (M3C) solo son estables cuando el contenido de cromo es menor del

1.2% Yel de vanadio inferior al 0.6%. Cuando cualquiera de estos elementos fonnadores de

carburos está presente en mayor proporción de la necesaria para formar carburos, que a su

vez viene detenninada por el contenido en carbono del acero, el resto aparece disuelto en la

red de ferrita. Por otro lado, los elementos no carburígenos (silicio, fósforo, aluminio, niquel

y cobre, en orden decreciente) tienen carácter grafitizante, es decir dificultan la fonnación de

cementita y en su lugar promueven la aparición del carbono en su fonna más estable, es

decir, grafito.

2'0

1'5

E

.. 1·0

0'5

M3C

+ V4 C 3

M3C

O O 5 6 7 8 9 10 11 12

Wt %·chromium

Figura 3.1

Solamente hay unos pocos elementos que entran casi exclusivamente en combinación con los

carburos. El más importante es el nitrógeno, que fonna carbonitruros con elementos como el

titanio, niobio, vanadio,..

Hay ciertos elementos como el silicio, manganeso, aluminio, calcio, magnesio que, estando

presentes en cantidades muy pequeñas, fonnan inclusiones no metálicas, del tipo de los

óxidos y sulfuros. Son elementos residuales que quedan formando estas fases tras los

correspondientes tratamientos de desoxiadación y desulfuración utilizados en el curso de la

elaboración de los aceros. De cualquier manera, la proporción de estas fases es siempre muy


23

pequeña, ya que son función del contenido final de oxígeno y de azufre del acero. Desde este

punto de vista el manganeso tiene un efecto beneficioso ya que en virtud de su mayor afinidad

por el azufre impide la formación de FeS (se forma en su lugar MnS). La fase FeS forma con

el hierro un constituyente eutéctico de bajo punto de fusión que dificultaría mucho la

laminación en caliente y la forja de los aceros.

Por último, elementos tales como el plQmo aparecen en estado libre formando parte de los

aceros, es decir sin combinar ni solubilizar.

3.3. Modificación del diagrama hierro-carbono

A este respecto, los elementos de aleación se dividen en dos grandes grupos:

- Elementosgammágenos, que expanden la región de estabilidad de la austenita.

- Elementos alfágenos, cuyo efecto es el contrario, es decir, contraen la región austenítica y,

en consecuencia, incrementan la zona de estabilidad de la ferrita.

Si en un acero introducimos elementos como el niquel, manganeso y cobalto en grandes

cantidades se podría llegar a hacer desaparecer por completo el hierro

y obtener así una

estructura de hierro y estable a temperatura ambiente. En otras ocasiones (carbono y ni trógeno

son los elementos más representativos), los elementos gammágenos expanden la región de

estabilidad del hierro y, pero su efecto tiene un límite marcado por la formación de otros

compuestos (carburos y nitruros). Cobre y zinc tienen efectos similares a estos últimos.

Por el contrario, muchos elementos de aleación tienen el efecto contrario, es decir restringen

la región de estabilidad del hierro y, de tal manera que a partir de un determinado contenido

del elemento, los campos de estabilidad de las estructuras BCC del hierro (hierro

y hierro

se unen. Dentro de esta categoría citaremos a elementos como el silicio, aluminio, berilio y

fósforo, junto con los elementos fuertemente formadores de carburos: titanio, vanadio,

molibdeno y cromo. Finalmente, en un último caso, elementos como el boro, tántalo, niobio

y zirconio producen la contracción del bucle de hierro y, pero ahora éste termina formando

determinados compuestos. La Figura 3.2 muestra gráficamente todos los casos citados,

mientras que las Figuras 3.3 y 3.4 muestran respectivamente el efecto sobre el diagrama

hierro-carbono de un elemento gammágeno típico (manganeso) y dos alfágenos (titanio y

cromo). En estos dos últimos casos se destaca que la presencia de los átomos de titanio y de


24

cromo en la red de la austenita producen una distorsión tal que se reduce considerablemente el

contenido de carbono que satura la austenita a cualquier temperatura.

M

A4

A 3

M

A 4

A3

Open r·field

(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 alfágenos aumentan la

temperatura eutectoide mientras que los elementos gammágenos la disminuyen. Por otro lado,

todos los elementos de aleación (alfágenos y gammágenos) disminuyen el contenido de

carbono del punto eutectoide. Estas características se cuantifican en la Figura 3.5. Las

fórmulas desarrolladas por Andrews (1965) permiten calcular aproximadamente las

temperaturas AC3 y Ac¡ de los aceros atendiendo a su composición química:

AC3

=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


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

2·0

0-5

1·0

Weight %

e

1'5

2-0

Figura 3.4

3.4.

Efecto

de

los

elementos

de

aleación

sobre

la

cinética

de

la

transformación austenítica

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

ferrita o de formar carburos, es lógico esperar que su presencia influya sobre la cinética de la

transformación de la austeni ta por debajo de la temperatura crítica Al' Prácticamente todos los

elementos de aleación, a excepción del cobalto, retrasan la cinética de la transformación de la

austenita, La explicación de este hecho reside por un lado en que la presencia de elementos de

aleación en la austenita disminuye la difusividad del carbono en esta fase, y por otro, la

transformación de la austenita implica igualmente un cierto reparto de los elementos de

.


26

aleación entre la austenita, ferrita y carburos, que a su vez implica la difusión (mucho más

lenta que la del carbono) de los propios elementos de aleación.

1200

0,80

0,60

E

800

e

o 040

0,20

Figura 3.5

La Figura 3.6 muestra el efecto de pequeñas adiciones de manganeso y molibdeno sobre el

inicio de la transformación de la austenita. El efecto del molibdeno varía con la temperatura a

la que tiene lugar la transformación (lo mismo ocurre con otros elementos de aleación) y

conduce a separar claramente las regiones en las que operan las transformaciones perlíticas y

bainíticas.

1000

900

800

a. 700 E

600

500

6

e

A = Fe-0'5 al % e 6 = Fe-0'5 al % e 1·0 al % Mn

e = Fe-0'5 al % e 1·0 al % Mo

-----Ae} Ae3

-----6

10

Reaclion lime (s)

Figura 3.6

Capítulo 4. Temple del acero

27

TEMPLE DEL ACERO

4.1. Martensita

Si se enfría rápidamente la austenita a una velocidad mayor que la velocidad crítica de

temple (menor velocidad a la que se impide la formación de las estructuras perlito-

bainíticas, que corresponde, por ejemplo, a la curva de enfriamiento tangente a la nariz

perlítica en la Figura 2.5), la transformación de la austenita tiene lugar por debajo de los

250°C de un modo muy diferente al que se había explicado en el capítulo 2. La

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

martensita (es la microestructura más dura y frágil de los aceros) y el enfriamiento

rápido que hemos debido realizar recibe el nombre de temple.

La martensita es una solución sólida sobresaturada en carbono que presenta una

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

posiciones octaédricas intersticiales a lo largo del eje mayor de la celda (eje c, véase la

Figura 4.1, donde las posiciones intersticiales x e y están vacías).

OFe atoms

· e atoms

· Octahedral interstices

a

---"1

Figura 4.1

Cuanto mayor es el contenido en carbono de la martensita, un mayor número de lugares

intersticiales son ocupados y, consecuentemente, la tetragonalidad de la celda aumenta,

tal y como se refleja en la Figura 4.2 (también recoge la variación del parámetro

reticular de la austenita con su contenido de carbono).

La distorsión que produce el carbono en la estructura martensítica se cuantifica de la

siguiente forma:


28

c/a = 1 + 0.045 %C

de tal modo que una martensita sin carbono tiene la misma estructura que la ferrita (la

extrapolación a carbono cero del parámetro reticular de la martensita coincide con el

parámetro de la ferrita).

at e o 0'95 1'90 3'80 4,75

3·66

3·62

8 - parameter ef fcc austenite

3·58

3'54

3'50

3.02

e - para meter ef bet manensite \

2'98

2·94

2·90

8 -

2.86,---

2.82

para meter ef bet manensite

__

__J

O 0'4 0·6

wt

e

0·8 1·0 "4

Figura 4.2

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

prácticamente sin difusión, a partir de la estructura cúbica (y) de la austenita. Para

convertir aquella celda tetragonal en una celda de martensita es necesaria una

contracción de aproximadamente un 17% a lo a lo largo del eje vertical, eje [001]

(Figura 4.3.b). Aunque hoy día se sabe que este mecanismo, debido a Bain, no es

correcto, pone de manifiesto la posiblidad de obtener una martensita por distorsión

mecánica (sin difusión) de la celda de la austenita.

La martensita es una fase metaestable que aparece solo porque la difusión es

prácticamente inoperante a las bajas temperaturas a las que se forma, de tal manera que


29

si calentamos la martensita hasta una temperatura suficiente para dotar a los átomos de

carbono de una cierta movilidad (tratamiento de revenido, SOO-70ü°C), se formará

cementita y la celda de martensita sin carbono se habrá transfonnado en ferrita, es decir,

se habrán formado las fases estables que nos indica el diagrama

[(01) r

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 comparación con la ligera influencia que tiene en la dureza de la

austenita. La enonne dureza de una martensita con alto contenido en carbono se debe a

la acción conjunta de mecanismos de endurecimiento como la distorsión estructural por

cizaIladura, el endurecimiento por solución sólida de inserción del carbono, y la

formación de una alta densidad de dislocaciones y macias finas. Por otro lado, el tamaño

de grano de la austenita de partida fija el tamaño máximo de las placas de martensita, de

tal manera que la resistencia mecánica de la martensita depende también, en un cierto

grado, del tamaño de grano de la austenita segun una relación del tipo Hall-Petch

(Figura 4.5)


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. Transformación martensítica

La transformación martensítica no es una transformación que tiene lugar por nucleación

y crecimiento, sino que presenta unas características propias, que se citana

continuación:

- En virtud de la práctica ausencia de difusión en estado sólido motivada por las bajas

temperaturas a la que tiene lugar, la transformación martensítica no altera la

composición química de las fases que intervienen: la composicón química de la

martensita es la misma que la de la austenita de la que procede. De este modo, el

cambio estructural producido por la transformación ocurre por cizal1adura en virtud de

pequeños movimientos atómicos (los átomos se desplazan distancias inferiores al

parámetro de la red).


ZZOO

ZOOO

Grain size - A5TM number

8650: 0'5 C -lMn -0'5Ni -0,5 Cr-0'Z5 Mo

4340: 0·4 C - 0·7 Mn -0,8 Cr-1'5 Ni-0'Z5 Mo

31

I

E 1800 z

· ·

1Z00

1000

Figura 4.5

- La transformación martensítica no depende del tiempo sino solo de la temperatura.

Enfriada la austenita por debajo de la temperatura a la que esta transformación

comienza a producirse (M.), ésta tiene lugar instantáneamente (la formación de placas

individuales de martensita ocurre en tiempos del orden de los 10'7 s) y no progresa

aunque mantengamos constante la temperatura durante largos periodos de tiempo.

- La transformación de la austenita en martensita tiene lugar con un aumento de

volumen que depende ligeramente del contenido en carbono del acero, pero que en

términos generales se sitúa en torno al 4%. Una consecuencia de esta característica es la

creación de un fuerte campo local de tensiones residuales, que puede, en algunos casos,

llegar a producir el agrietamiento del acero.

- La cantidad de austenita transformada en martensita aumenta al disminuir la

temperatura. Se denomina M. a la temperatura a la que se inicia esta transformación y

Mf es la temperatura a la que toda la austenita se ha transformado en martensita. Estas

temperaturas dependen casi exclusivamente de la composición química del acero:

cualquier elemento químico, a excepción del cobalto y aluminio, disminuyen la

temperatura M., pero la influencia de los elementos intersticiales (carbono y nitrógeno)


32

es mucho mayor. La fórmula de Andrews (1965) es la más utilizada a la hora de estimar

la temperatura Ms de un acero:

Ms (OC) = 539 - 423C - 30AMn - 17.7Ni - 12.1Cr - 7.5Mo

Por otro lado, la transformación martensítica es función del grado de subenfriamiento,

por debajo de la temperatura Ms' de tal modo que la fracción volumétrica de

martensita transformada se puede estimar a partir de la expresión que se indica en la

Figura 4.6. Al aplicar estas fórmulas a un acero aleado de alto contenido en carbono

veríamos que su temperatura Me es inferior a la temperatura ambiente, de modo que tras

el temple del acero quedará una cierta fracción de austenita no transformada (austenita

residual) a no ser que se realice un temple subcero, que consiste en un enfriamiento por

debajo de la temperatura ambiente hasta alcanzar la temperatura Me del acero.

100

-----------

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:

composición química del acero, proceso de austenización previo y velocidad de temple.

La influencia de la composición química queda reflejada en el importante efecto que se

acaba de exponer de los elementos aleantes sobre la temperatura M. del acero. En

relación al proceso previo de austenización hay que apuntar que al aumentar la

temperatura de austenización (yen menor medida también al aumentar el tiempo de

mantenimiento) propiciamos tanto la homogeneización de la austenita (Figura 2.11)

como el crecimiento de su tamaño de grano (Figura 2.13), y ambos factores contribuyen

a estabilizar la fase austenítica, retrasándose de este modo su transformación tanto en


33

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

austenización la temperatura Ms disminuye. Además, la cantidad final de austenita

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

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

relajen las tensiones internas que surgen como consecuencia tanto del propio

enfriamiento como de la transformación de la austenita en martensita. Todo ello

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

transformación hacia temperaturas más bajas.

4.3. Transferencia térmica durante el temple de los aceros

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

transformación martensítica exige realizar un enfriamiento suficientemente rápido

después de su austenización, lo que exige utilizar un medio refrigerante adecuado

(medio de temple). Por esta razón es importante conocer el proceso de transferencia

térmica que tiene lugar cuando una pieza de acero caliente se introduce en un medio

líquido (agua, aceite, etc.).

Cuando una pieza de acero caliente (p.e. a 900°C) se introduce en el medio de temple

líquido que se encuentra a temperatura ambiente, el líquido en contacto con la superficie

del acero entra en ebullición, formando una película de burbujas de vapor que actúan a

modo de una capa aislante que previene el contacto directo entre la superficie de la

pieza y el medio refrigerante. En esta etapa del temple la transferencia térmica es baja y

si se quiere conseguir una velocidad de enfriamiento alta, debe intentarse reducirla todo

lo posible. Conforme el enfriamiento de la pieza progresa, el espesor de la capa de

vapor disminuye hasta que llega un momento en el que la película de vapor comienza a

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

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

incesantemente dando lugar a una transferencia térmica muy rápida. Finalmente, cuando

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

en ebullición, la transferencia térmica solo tiene lugar por conducción y convección y la

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

Estas tres etapas en las que de modo esquemático se ha dividido el proceso de

enfriamiento de una pieza de acero se muestran en la Figura 4.7, mientras que la Figura

4.8 da cuenta de que la curva de enfriamiento de un acero depende fuertemente del

medio de temple utilizado. Un medio de temple ideal sería aquél que tuviera una etapa


34

primera corta para evitar alcanzar las curvas de la transformación perlftica del acero, a

la que debería seguir una etapa segunda caracterizada por una velocidad de enfriamiento

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

volviera a ser baja para que en ella tuviera lugar la transformación martensítica

lentamente, con el fín de evitar deformaciones y la aparición de fuertes tensiones

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

Tlmperaturl

'C

1000

800

700

600

300

200

100

Con'lction

o

10

15

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 único parámetro que

defina fielmente su capacidad refrigerante. A este respecto, deben tenerse en cuenta dos

consideraciones. Por un lado está el flujo de calor que se dirije desde la superficie de la


35

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

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

controlada por la difusividad térmica del mismo, siendo necesariamente idénticos el

fl ujo de calor que llega a la superficie de la pieza y el

ésta transfiere al medio

refrigerante. La velocidad de transferencia de calor desde la superficie hacia el medio

viene dado por la ley de Newton:

(dQ/dt)s = h (Ts-

donde h es el coeficiente de película, Ts la temperatura de la superficie de la pieza y T ro

la del medio de temple.

Por otro lado, en cualquier punto de la pieza de acero, el flujo térmico será:

dQ/dt =k (dT/dx)

k es la conductividad térmica del acero

y en la superficie de la pieza tendremos:

(dQ/dt). = k (dT/dx)s

Igualando ambos flujos, resulta:

(dT/dx)s =(h/k) (Ts- T

Resulta entonces que la velocidad de transferencia de calor a través de la superficie de

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

coeficiente de película h depende de distintos factores que dificultan su cuantificación

práctica. De cualquier modo, se ha acuñado un término que denota la capacidad

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

severidad de temple, que tiene las dimensiones de

H =h / 2k

Aunque los valores de la severidad H varían en el curso del enfriamiento (especialmente

varía el coeficiente de película, aunque igualmente varía la conductividad térmica), se

suelen utilizar unos valores medios aproximados característicos de cada medio. La

Tabla 4.1 muestra la severidad H (en pulgadas· l) de diferentes medios de temple y

también la gran influencia del grado de agitación. La Tabla 4.2 muestra la capacidad

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

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

enfrimiento de cualquier pieza durante su temple en el medio apropiado es el tamaño de

la misma. La Figura 4.9 da cuenta de la velocidad de enfriamiento de puntos situados a

diferente profundidad de un redondo de 25 mm de diámetro templado en un medio de

severidad H=4.


36

Air

Oi!

Water

Brine

No circulation of fluid or agítation 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 (65°F) Quenching medium 18 oC (65°F)

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 (65°F) cooled at the rate of 1810 oC (3260 °F) per

second over the range 717 to 550 oC (1328 to 1022°F). This cooling rate in water at 18 oC

(65°F) is rated as 1.00 in the table, and the rates in the other media are compared with it.

(Ref 6.22)

Tabla 4.2

Se observa claramente que el enfriamiento es tanto más lento cuanto más nos alejemos

de la periferia de la pieza. Por otro lado, si comparamos las velocidades de enfriamiento

de dos redondos de diferente diámetro templados en el mismo medio, no solo será

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

tamaño (más alejado de la superficie) sino que también será inferior la velocidad de

enfriamiento de su superficie en comparación con la correspondiente a la superficie del

redondo de menor tamaño. Este efecto se justifica si se tiene en cuenta que el contenido

calorífico de la pieza es proporcional a su volumen (V) mientras que el calor evacuado

superficialmente cuando la pieza se pone en contacto con el medio refriegerante es

proporcional a su superficie (S), de tal modo que la velocidad de enfriamiento periférica

estará en relación directa con el cociente (S/V)


37

(S/V)en

=

/

=2 / r

1470

u..

E

770

2

4

6

8

10

12

14

16

Time. seconds

Figura 4.9

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

el núcleo y la periferia de una pieza será tanto mayor cuanto mayor sea la severidad del

medio de temple (la periferia alcanzará antes la temperatura del medio).

4.4. Tensiones de temple

Durante el temple de los aceros se originan tensiones que pueden llegar a jugar un papel

importante en el tratamiento, pudiendo incluso originar distorsiones y generar grietas en

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

tensiones ténnicas y tensiones por cambio de fase.

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

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

temperatura uniforme Th' sindo T 1 la temperatura del medio de temple (Figura 4.10, a).

Al introducir la pieza en el medio refrigerante, su superficie se enfría hasta TI y debería

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

temperatura T h Ymantiene su longitud iniciall l · Dado que las partes superficial y central

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

de tracción en la superficie (Figura 4.10, b). Posterionnente la región central de la pieza

se enfría y se contrae, reduciéndose de este modo las tensiones internas (Figura 4.10, c,

-


38

d). Finalmente, cuando el centro alcanza la temperatura TI' ambas partes, central y

superficial, tendrán la misma longitud y las tensiones internas habrán desaparecido

(Figura 4.10, e). Se ha supuesto que estas tensiones son siempre elásticas, es decir, que

en ningun momento han superado el límite elástico del material.

I

I

.c

e

I I

T \1

I I

I I

I I

I

I

I I

I

I

(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 está todavía a la temperatura T h, se supone

que las tensiones internas generadas son suficientes para inducir una cierta deformación

plástica (puede ocurrir tanto en la superficie como en el centro), la región central se

contraerá y la superficial se expandirá (Figura 4.11, paso de cad), produciéndose de

este modo una relajación de las tensiones internas. En el enfriamiento posterior de la

región central y dado que la deformación plástica es irreversible, aparecerán tensiones

de tracción en el centro y de compresión en periferia (Figura 4.11, d).

Por otro lado, cuando se procede a templar un acero desde su estado austenítico existe

siempre además una importante contribución a la generación de tensiones residuales

motivada por el aumento de volumen asociado a la transformación martensítica. En esta

situación, en el curso del enfriamiento, la superficie de la pieza se transformará en

t,

o .-


39

martensita cuando su región central todavía es austenítica, generándose de este modo

tensiones de compresión en superficie y de tracción en el núcleo (Figura 4.12, a).

I

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 situación tensional se revierte (tracción en superficie y compresión en el centro,

Figura 4.12, c).

1

I

. .. 1

"C

+

o ·

I I

I

Figura 4.12

Estas últimas tensiones residuales son las más importantes desde un punto de vista

cuantitativo y pueden incluso llegar a generar grietas en la pieza templada en virtud de

la fragilidad de la martensita. Este problema es tanto más acusado cuanto mayor es el


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 transformación tiene lugar a

una temperatura inferior (véase el efecto del carbono sobre Ms)' la variación

dimensional asociada a la transformación aumenta. Además, cuando la formación de

martensita ocurre a una temperatura relativamente alta, es posible una cierta relajación

del estado de tensiones residuales y el riesgo de agrietamiento disminuye. Un último

factor que aumenta el riesgo de agrietamiento en el temple de los aceros es el empleo de

medios de enfriamiento de mayor severidad, y no solo porque las diferencias de

temperatura entre las zonas periféricas y centrales aumentan sino también porque las

transformaciones (variaciones dimensionales) ocurren con una mayor rapidez y la

posiblidad de relajación se reduce.

Capítulo 5. Detenninación práctica 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 rápido. Una

última definición más precisa si cabe de la templabilidad sería la capacidad de un acero

para ser transformado en martensita partiendo de una estructura austenítica, bajo unas

condiciones determinadas de enfriamiento. De este modo, un acero con una

templabilidad alta es aquél que permite el temple de piezas de gran tamaño, incluso

utilizando medios refrigerantes poco severos (aceite, aire). Los aceros más fácilmente

templables son los aceros más aleados ya que, como se había explicado en el apartado

3.4, los elementos de aleación retrasan la cinética de las transformaciones perlíticas

(desplazan las curvas TTT hacia tiempos más largos).

5.2. Penetración de temple

Una forma sencilla de evaluar la templabilidad de un acero consiste en el temple, con un

determinado medio refrigerante, de redondos del acero de diferente diámetro y la

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

gráfica de la distribución de la dureza a lo largo de los respectivos diámetros permite

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

este tipo de representación en el caso del temple en agua de un acero de baja

templabilidad (acero al carbono 1045, con O.4%C) y otro con una templabilidad mayor

(acero 6140, con el mismo contenido en carbono que el anterior pero con adiciones de

cromo y vanadio). Nótese que en el primer caso solo se ha conseguido una dureza alta

en la superficie de los dos redondos de menor tamaño, mientras que en el caso del acero

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

tamaño. En la Figura 4.4 veíamos que la dureza de una martensita de 0.4% de carbono

se sitúa en tomo a 60 HRC.

La penetración del temple depende no solo de la templabilidad del acero sino también

de la severidad del medio utilizado en el enfriamiento. Así, por ejemplo, las Figuras 5.3

y 5.4 muestran respectivamente la distribución de dureza en los mismos redondos de los

citados aceros al ser templados ahora en aceite. Como el aceite es un medio menos

severo que el agua (véase Tabla 4.1), las velocidades de enfriamiento de los respectivos

Capítulo 5. Determinación práctica 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 tamaño del acero al carbono y en el caso

del acero aleado solo el redondo de menor diámetro alcanza una dureza próxima a la de

la estructura 100% martensítica. Este ejemplo muestra con claridad que los aceros de

baja templabilidad solo admiten el temple de piezas pequeñas y aún así cuando se

emplean medios refrigerantes muy severos y que al aumentar la templabilidad del acero

es posible realizar el temple de piezas mayores y/o emplear medios de enfriamiento

menos severos.

60 60

50

50

\

\ \

U

I 1

V

40

4 0 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"

2 0

SAE 6140

1

Diameter

Figura 5.1

10 I Diameter

Figura 5.2

5.3. Diámetros críticos reales y diámetro crítico ideal

Se define el diámetro crítico real (DCR) de un acero como el correspondiente al mayor

redondo que templado en un medio de severidad H presenta en su punto central una

microestructura con un 50% de martensita. Evidentemente el diámetro crítico real

depende de la severidad H del medio refrigerante utilizado.

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

respectivamente en aceite yagua. Para su determinación se templarían sucesivamente

Capítulo 5, Detenninaci6n práctica de la templabilidad.

43

redondos de diferentes tamaños, D, y se mediría posteriormente en cada caso el

diámetro de la zona no endurecida, Du (región con un porcentaje de martensita inferior

al 50%, zona rayada en la Figura 5.5).

I

SAE 1045

50

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

Nótese como al aumentar el diámetro del redondo también aumenta el diámetro de la

zona no endurecida. En la misma figura se ha representado el cociente frente al

diámetro del redondo, D, para las series templadas en agua y aceite respectivamente. El

punto de corte con el eje de abcisas de la curva obtenida con los datos experimentales es

el diámetro crítico real en el medio correspondiente, ya que corresponde al diámetro

para el que Du es cero y por lo tanto en su centro hay una microestructura con un 50%

de martensi tao

El diámetro critico ideal de un acero (DCI) se define como aquel diámetro que enfriado

en un medio ideal da lugar en su punto central a una microestructura con un 50% de

martensita. Este medio ideal o de severidad 00

es aquél en el que al sumergir el redondo,

la superficie del mismo alcanza instantáneamente la temperatura del medio. El DCI al

estar asociado a un medio refrigerante definido es una medida directa de la

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


44

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

O, enfriados en medios de distinta severidad, H, con la del redondo templado en el

medio de severidad infinita, DI' De este modo, una vez calculado el DCR de un acero en

un determinado medio de severidad H, es posible definir inmediatamente el DCI del

acero haciendo uso de estos dos últimos gráficos.

OH Quench

1.00

0.90

0.80

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 índice que refleja cuantitativamente la situación de las curvas TTT del acero y por

lo tanto será función de la composición química del acero (contenido de carbono y


45

elementos de aleación) y del tamaño del grano austenítico. La templabilidad de un acero

aumenta al hacerlo el tamaño del grano de la austenita debido a que con él disminuye el

área de las juntas de grano, habrá entonces menos lugares de nucleación para las

transformaciones ferrito-perlíticas (véase Figura 2.2) y entonces su cinética será más

lenta.

10

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 relación existente entre el diámetro crítico ideal, el contenido

en carbono del acero y su tamaño de grano austenítico y permite determinar un valor

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

elementos de aleación del acero (Figura 5.8) para obtener el DCI del mismo. El boro es

un elemento que en cantidades muy pequeñas (0.001-0.002%) tiene un efecto retardador

de las transformaciones ferrito-perlíticas muy potente, pero sin embargo su efecto sobre

las transformaciones bainíticas es muy inferior, siendo su influencia especialmente

/ /

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

-


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.


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 día, es el método de medida de la templabilidad del acero más preciso y útil y tiene

la gran ventaja en relación con el Del que se trata de un ensayo que se realiza sobre una

única probeta, que después de ser austenizada durante 30 minutos, se enfría

inmediatamente bajo unas condiciones normalizadas. La Figura 5.11 muestra la forma y

dimensiones de la probeta Jominy y el sistema de temple utilizado. La probeta se enfría

haciendo incidir un chorro de agua de caudal fijo y constante en uno de los extremos de

la probeta de ensayo, de tal manera que la extracción de calor es longitudinal (apenas

hay un flujo apreciable de calor en la dirección radial) y la velocidad de enfriamiento


48

varía continuamente desde un extremo hasta el otro. El tiempo empleado en la

transferencia de la probeta desde el horno de calentamiento hasta el equipo de

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

manera que el extremo inferior de la probeta se sitúa a una distancia de 1/2 pulgada del

tubo de salida del chorro de agua, que a su vez tiene una abertura de 1/2 pulgada de

diámetro. La presión del agua será tal que antes de colocar la probeta encima del chorro,

la altura de éste será de 2.5 pulgadas y la temperatura del agua debe ser de 24±2°C.

Figura 5.11

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

extremo templado) y la velocidad de enfriamiento a la temperatura de 704°C (región en

la que tienen lugar las transformaciones ferrito-perlíticas), que varía entre 350°C/s y

2°C/s. Posteriormente se mecanizan dos generatrices paralelas en regiones opuestas de

la probeta y se determina la dureza en función de la distancia al extremo templado (estas

distancias suelen expresarse tomando como unidad 1/16 de pulgada). La representación

gráfica de la dureza (HCR) frente a la distancia al extremos templado (dJ) constituye la

curva Jominy. La Figura 5.13 presenta el modo de construcción de una curva Jominy.

Una vez determinada la curva Jominy de un acero es posible comparar su templabilidad

con mucha facilidad. Así, por ejemplo, la Figura 5.14 muestra la curva Jominy de 4

aceros distintos de igual contenido en carbono (igual dureza de la martensita, punto

inicial de las curvas), siendo el más templable aquél que presenta una menor caída de

dureza en función de la distancia. De este modo, los aceros de baja templabilidad

muestran curvas Jominy en las que se produce una brusca caída de dureza al empezar a

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


49

una templabilidad alta tienen curvas Jominy casi horizontales. De cualquier modo, la

templabilidad de cada tipo de acero se expresa normalmente por una banda de

templabilidad (Figura 5.15) ya que las diferentes normas permiten siempre una ligera

variación en el contenido de los elementos que constituyen su composición química

básica.

0350' C/sec t 1/16 in.

70

60

50

/Jl

o

40

o

30

20

10

o

O 1/2 1 1/2 2 21/2 3

Dislance Irom quenched end 01 Jomlny bar (Inches)

Figura 5.12

El punto más importante que se debe destacar en relación con la curva Jominy es que

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

conocida, la curva Jominy de un acero nos permitirá conocer directamente la dureza de

cualquier punto de cualquier pieza enfriada en medios determinados, si se conoce la

velocidad de enfriamiento de los mismos. A este respecto existen disponibles gráficos

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


489°124°32.3°10°' Cooling rate,OFis

50

'/'8 8/.8 18/18 Dislance Irom quenched end in.

.. , '"

" .. ,

'"

'"

60

50

- O

O 1.0 2.0 3.0

. Distance Irom quenched end. in.

Figura 5.13

Distance Irom quenched end, in.

o 0.5 1.0 1.5 2.0

60

50

.c

40

30

o

20

10

5150H

O 4 8 12 16 20 24 28 32

Distance Irom quenched end. sixteenths 01 an inch

Figura 5.14

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

(dJ) y:

a) el centro de redondos enfriados en un medio de temple ideal (Figura 5.16),

b) centro de redondos de diferente diámetro enfriados en medios de severidad variada

(Figura 5.17). En el Anexo 1 se completan estos gráficos (gráficos de Lamont) con

la identificación de puntos interiores definidos por el cociente rlR,


c) Centro de barras cuadradas, barras planas y chapas (Figura 5.18).

70

60

50

Q)

40

51

o

30

20

C

0.46

Mn

Chemieallimits

Si Ni Cr

0.35

0.35

Mo

0.54 1.05 0.35 0.75 0.65 0.3

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

In

01 an Ineh

2468101214161820222426283032

175

150

125

EH

a 75

50

6

5

4

. H

a

3

2

5 10 15 20 25 30 35 40 45 50

Figura 5.16

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

conocer la velocidad de enfriamiento de puntos de redondos enfriados en diferentes

medios nos resultará útil introducir el concepto de redondo equivalente en el supuesto

de que debamos templar piezas de formas variadas. El redondo equivalente de una pieza

de forma cualquiera enfriada en un medio de severidad H es el diámetro de un redondo

cuyo centro se enfría en el citado medio a una velocidad idéntica a la del punto de más

lento enfriamiento de la pieza en cuestión.

STILL WATER

1:2

FLAT BARS

OIL

Capítulo 5. Detetminación práctica de la templabilidad.

6D

0.0

2.0

lO

0.70

52

: I I ,

I I I I

z 4.0

0.20

Q

2.0

ROUND BARS

1.0

1/4

1/2

3/4

I

1!¡4

11/2

DISTANCE FROM WATER-COOLED END-INCHES

Figura 5.17

LO

ST1LL

I

1.0

"t

STILL

OIL

2

.

6.0

Z

,

4.0

lO

oz

z _

> o z

2.0

\.0

2

DISTANCE

WATER-COOLED END-INCHES

Figura 5.18

I( STILL

WATER

STII.L OIL

PLATES

I


60

53

I

al

2.0

LO

DISTANtE

-COOLED

2

1.0

oz

Figura 5.18

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

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

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

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

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

Capítulo 5.

práctica de la templabilidad.

54

Capítulo 6. Revenido de los aceros

55

6. REVENIDO DE LOS ACEROS

6.1. Introducción

El temple del acero no constituye nunca un tratamiento final ya que la microestructura

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

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

rango de los 150 a Este tratamiento se denomina revenido.

En el curso del tratamiento de revenido, la martensita, que es una solución sólida

sobresaturada de carbono en una red de hierro, pierde carbono que precipita en forma de

carburos. El resultado final del tratamiento de temple y revenido (denominado

conjuntamente bonificado) es la obtención de una matriz de ferrita con una fina y bien

distribuida dispersión de carburos diversos. Al mismo tiempo, este cambio

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

de la tenacidad del producto a costa de una pérdida de dureza y de resistencia mecánica.

6.2. Etapas en el revenido de los aceros

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

hierro a sobresaturada en carbono (capítulo 4), que contiene una alta densidad de

dislocaciones y macIas finas. Al calentar progresivamente esta microestructura desde la

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

mejor comprensión se dividen en una serie de etapas que se solapan entre sí y que se

detallan a continuación.

6.2.1. Etapa 1 000-250°C)

La martensita no es un constituyente estable de los aceros. Las razones de su

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

el cuerpo, la energía de defonnación asociada a la presencia de dislocaciones y macIas y

la energía interfacial debida al gran número de juntas entre placas de martensita. Por

esta razón, al calentar moderadamente esta microestructura (por debajo de 250°C), para

facilitar la movilidad del carbono, tiene lugar la precipitación coherente en las intercaras

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

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

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


56

ido perdiendo carbono (reducción de la relación c/a de la estructura tetragonal, Figura

4.2), al final todavía posee una estructura tetragonal con un contenido de carbono

aproximado en torno a 0.25%.

Esta etapa no tiene lugar en el revenido de los aceros de menor contenido en carbon (C

< 0.3%).

6.2.2. Etapa 2 (200-300°C)

En el curso de esta segunda etapa tiene lugar la transformación de la austenita (austenita

retenida) que pudiera haber quedado tras el tratamiento de temple (especialmente en los

aceros de alto carbono y media y/o alta aleación). La austenita retenida se transforma en

estos aceros en ferrita bainítica y cementita. Se trataría de una microestructura parecida

a la bainita inferior.

Etapa 3 (250-300°C)

Durante la tercera etapa del revenido comienza a formarse cementita en las intercaras

entre el carburo y la fase matriz, y a medida que las agujas de cementita crecen las

partícular de carburo

desaparecen. Al mismo tiempo la martensita sigue perdiendo

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

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

adoptar inicialmente la forma de agujas y de películas intergranulares muy finas, que

pueden afectar adversamente a la tenacidad del acero y, posteriormente, estas formas se

esferoidizan dando lugar a partículas de cementita ya bien definidas.

Etapa 4 (300-700°C)

A partir de los 300°C el proceso de globulización de las partículas de cementita

continúa, asociado a un proceso de crecimiento del tamaño de estas partículas tanto

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

una notable reducción de la densidad de dislocaciones (restauración).

En los tratamientos de revenido realizados a las temperaturas más altas (600-700°C), los

granos alargados de ferrita procedentes de la martensita primi ti va, se convierten en

granos equiáxicos, en un proceso similar al de recristalización. La microestructura

totalmente revenida consiste en granos de ferrita equiáxicos con partículas gruesas de

cementita uniformemente repartidas

Capítulo 6.

de los aceros

57

6.3. Efecto de los elementos de aleación

La presencia de deteminados elementos de aleación en la composición química del

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

presentes y también en la cinética de las diversas etapas del revenido. Así en el revenido

de los aceros con elementos carburfgenos del tipo del Cr, Mo, W, Ti, Nb, V, la

tetragonalidad de la martensita no desaparece hasta alcanzar temperaturas en torno a los

450°C (en los aceros al carbono desaparecía ya a partir de los 300°C) y también se

retrasa la cinética del crecimiento del tamaño de las partículas de cementita y del

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

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

lugar en el curso del tratamiento de revenido.

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

termodinámicamente más estables que la cementita (apartado 3.2), pero estos carburos

no aparecen en el revenido hasta que se alcanzan temperaturas en torno a 500-600°C, ya

que a temperaturas inferiores la difusividad (substitucional) de los citados elementos no

es suficiente y solo se puede formar cementita, en virtud de la rápida difusión

intersticial del carbono. La precipitación fina de carburos complejos de cromo (Cr7C3,

Cr13Có)' vanadio (VC), wolframio (WzC, WóC) y molibdeno (MozC, MoóC) en la gama

de los 500-600°C aparece acompañada de un aumento de la resistencia del acero

conocido como endurecimiento secundario.

6.4. Propiedades mecánicas de los aceros templados y revenidos

La Figura 6.1 muestra el típico descenso de dureza que se observa en el revenido de las

estructuras templadas de aceros con distintos contenidos en carbono (0.1-1.1 %C).

La Figura 6.2 presenta la evolución de la tenacidad al impacto en función de la

temperatura de revenido en aceros con 0.4 y 0.5% de carbono. Se destaca que existen

dos zonas en las que tiene lugar un incremento de la tenaciad. En la gama de los 150-

200°C tiene lugar un incremento modesto, que resulta útil emplear en aquellas

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

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

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

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

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

0.40%C -_

--

I

,. /

V-notch Charpy

11

- Izod

I 1

1


58

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

se conoce como fragilización a los 350°C.

70

I

Compiled Irom dala 01

Greene (108)

60 ......:

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

..

·:.. . :.... .

'Flelcher and Cohen (100)

Bain (113)

lIndsey and RoH (114)

Crafts and Lamonl (115)

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

20

";.: ''': ... :.. .::. ..... Wellauer (116)

.

...

"

O

A

s

-

2

0

0

quenched I 400

I 600

Tem'pering

800 1000 F

1200 I 1400

I

00 200 300 400 500 600 700

Tempering temperature. C

Figura 6.1

100

200

300

400

500 600

100

80

E

E 60

40

o

20

o

o

200

400

600

800

1000

J

1200

Tempering temperature, F

Figura 6.2

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

acero de media aleación en función de la temperatura de revenido. El límite elástico del

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

también de modo continuo, el alargamiento y la estricción. Además, la Figura 6.4 da

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

revenidos y también de la superior tenacidad a igualdad de resistencia mecánica (mayor

\

Reduc1ion

Elongalion -

Capítulo 6, Revenido de los aceros

59

temperatura de revenido, y carburos más finos) que se puede lograr con los aceros

aleados (Cr-Ni, Cr-Ni-Mo) en comparación con los aceros al carbono,

C Mn P S SI NI Cr Me Grain _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ Size

Ladle.41 ,67 .023018 .26 1.77 .78 .26 6-8

Critical Points, Ac,1350 AC31415 AI 3 890 Ar,720

Treatment: Normalized al 1600 F; rehealed lo 1475 F; quenched in agitaled oil.

,530·in. Round Treated; .505-in. Round Tested. As-quenched HB 601

psi

250,000

200,000

150,000

70%

60%

50%

100,000 40%

30%

20%

Temper, F 400

500

600

700

800

10% 900 1000 1100 1200 1300

HB 555 514 477 461 415 388 363 321 293

Figura 6.3

Por último, las Figuras 6.5 y 6.6 muestran el endurecimiento secundario, que se había

descrito en el apartado anterior, en aceros que poseen altos contenidos de cromo y

molibdeno. Nótese que la importancia del pico de endurecimiento secundario aumenta

al hacerlo el contenido del correspondiente aleante.

Habría que añadir también que los efectos del tratamiento de revenido son similares,

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

es martensita, sino bainita o perlita fina.

o..


2400

60

2200

Tempered 200·C

· I

zE

2000

1800

Cr steels

o Ni-Cr steels

1600 [J Cr-Mo steels

· Ni-Cr-Mo sleels

1400

0'55

7 0 ¡ - - - - - - - - - - - - -_ _

60

50

CroMo and

Ni-Cr-Mo s'leels

Cr and

30

20

10

Ni-Cr sleels 0

o

0 ·

oog o o

O oo

-

o

··

.o

(b)

Figura 6.4

6.S. Estimación de la dureza de un acero templado y revenido

La dureza de un acero al carbono templado y revenido puede estimarse a partir del

gráfico que se muestra en la Figura 6.7, que correponde a tratamientos de revenido

realizados durante una hora. Una vez deducido este dato es posible valorar el

incremento de dureza sobre la del acero al carbono a que da lugar la presencia de los

diferentes elementos de aleación presentes en el acero. El incremento aditivo de dureza

debido a cada uno de los elementos de aleación se estima a partir de las curvas que se

presentan en la Figura 6.8. Nótese que el efecto de los elementos aleantes varea al

hacerlo la temperatura del tratamiento de revenido.

El método de estimación expuesto está limitado a tratamientos de revenido mantenidos

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

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


Hardness

61

697

513

60

50

I

z >

392

302

238

u

40

30

20

196

Figura 6.5

600

500

>

400

300

200

Figura 6.6

Capítulo 6. Revelido de los aceros

62

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

revenido de los aceros son fenómenos activados térmicamente en los que la difusión

juega un papel prredominante y, consecuentemente, el tiempo es igualmente una

variable fundamental, de modo que una temperatura alta mantenida durante un tiempo

corto es equivalente a una temperatura más baja mantenida durante un tiempo mayor. Se

suele utilizar normalmente el parámetro de Hollomon-Jaffe para valorar el efecto

conjunto de la temperatura y el tiempo sobre el tratamiento de revenido:

T (20 + log t) 10'3, (K, horas)

Este parámetro debe ser empleado con precaución en aquellos aceros en los que existe

endurecimiento secundario, ya que éste solo tiene lugar en una determinada gama de

temperaturas.

500

__

__

o 0.2 0.6 0.8 \.0

CA AGON.

Figura 6.7

·

1.'

Capítulo 6. ReveIÚdo de los aceros

v

63

p.

20

, 0., 0.15 O., O.S

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

-

c,--

s.

tem-

, , ,

, 0.02

/

01

e,

.,-

-

2

o ·Effect oC on the hardnes8 oí mnrtensite

o

o

o

,OS

.,

v

,

.. o.,

"

2

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

- v

1

1

pered

o

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

hardneBs of marlenBlle lem-

30

1 I

,

",

- .os

"

2

v ,Elleel oC elementB on lhe hBrdneBs oC martenBite

tempered al lOOO'F (538'C) 1

lO

o . . "- ·ECfect oC elements on

al GOO'F (3IG'C) lor 1 h.

hnrdness o[

I

.0

70

-\100°F

/

/

/

/

I

, ,

o

30

s,-

'0

30

10_

e,

o

,

,

.,

." "

o 0.1 O. 0 .2 0,5

Ef[ect of elements on the hardness o[ martensite

tempered at llOO°F (592°C) for 1 h.

'EHeel oC elemenls on the hardneBB oC marlenBile lempered al 700'F (371'C) Cor 1 h. o

ea

11 o

100

o

o

V

o e,

/

o

o I

, /

, ,

v V

/

1

/ o

o

o

y

I

s,

o

, ,

o.}

-

I

02

0_

o

0.\

0.2

ELEMENT,

o,,

Elleet oC on lhe hBrdness oC marlenslle ·Effect of elements on the hardness o[ martensite

lempered al 800'F (427'C) Cor 1 h.

Figura 6.8

tempered at 1200'F (649'C) for 1


lOO

64

'0

-

o

o

o

o

I

I

o

o

V

/p

/

V e,

S,-

o

o

o 0.02 -

0.05

0.1

0.15 0.2

ELEMENT,

o.S

·Effecl of elemenls on the hardness of martensite

tempered al 1300'F (704'C) for 1 h.

Figura 6.8

6.6. Fragilización durante el tratamiento de revenido

Siendo el tratamiento de revenido un tratamiento térmico cuya finalidad principal es

aumentar la tenacidad del acero templado, resulta imprescindible conocer los diferentes

fenómenos de fragilización que el tratamiento puede acarrear.

La fragilización que puede tener lugar durante el tratamiento de revenido se concreta en

un aumento significativo de la temperatura de transición del acero medida en ensayos de

impacto. La Figura 6.9 muestra el citado efecto en dos aceros distintos (A y B). El acero

A es más tenaz ya que su temperatura de transición en su estado normal (sin fragilizar)

es inferior a la del acero B. Si suponemos que un fenómeno fragilizador cualquiera

modifica la temperatura de transición de estos aceros una cantidad idéntica (se mueven

hacia temperaturas superiores), el efecto que se observaría en la tenacidad al impacto

medida a temperatura ambiente del acero B sería muy importante y, por el contrario,

este efecto sería apenas apreciable en el caso del acero A. Sin embargo a -SO°C el

efecto fragilizador se manifestaría en toda su intensidad en el acero A. Es decir que, a

veces, los resultados de la tenacidad al impacto obtenidos solo a temperatura ambiente

no nos permitirán observar estos fenómenos de fragilización en toda su nitidez.

6.6.1. Fragilidad a los revenidos bajos (3S0°C)

Esta fragilización tiene lugar entre 260 y 370°C Yes máxima en torno a 3S0°C (véase la

Figura 6.2). Esta fragilización se justifica en virtud de la formación de morfologías

inapropiadas de cementita, que proceden de la transformación de finas láminas de

austenita retenida que existen entre las placas de martensita (etapa 2 del revenido). De


65

este modo, la aparición de placas finas de cementita procedente de la descomposición de

pequeñas fracciones de austenita no transformada en el temple previo se considera

actualmente la causa principal de la pérdida de tenacidad que tiene lugar en el entorno

de los 350°C, aunque también se ha demostrado la influencia adicional que tiene la

segregación en las juntas de grano de la austenita de elementos como el P, presentes en

cantidades muy pequeñas (p.e., 0.01 %) en los aceros y que da lugar, en muchas

ocasiones, a fracturas de tipo intergranular.

W

160

140

120

100

80

60

40

20

Steel A

I

I Steel B

O

-200

-100

O

100

200 -200

-100

O

Testing temperature. F

Figura 6.9

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

templar de nuevo y realizar el revenido en una gama de temperaturas en las que estos

efectos no tengan lugar.

6.6.2. Fragilidad a los revenidos altos

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

de impurezas del tipo del Sn, Sb y P en las juntas de grano de la austenita (presentes en

cantidades tan pequeñas como 0.01 %) Ycomo éste es un fenómeno que tiene lugar por

difusión y que precisa de un cierto tiempo, esta fragilización se irá produciendo

progresivamente con el tiempo de mantenimiento en la región de temperaturas críticas.

La Figura 6.10 muestra la variación en la temperatura de transición de un acero de

media aleación (AISI 3140) en función del tiempo de mantenimiento a las diferentes

temperaturas de revenido y muestra la existencia de un tiempo mínimo para que tenga

lugar la fragilización en torno a los 550°C. La fragilización también puede ocurrir una

vez realizado el tratamiento de revenido a la temperatura apropiada si se utiliza una

velocidad de enfriamiento demasiado lenta. Estas fragilizaciones se caracterizan

siempre por la aparición de fracturas de tipo intergranular.


600

o

550

66

E

c::

500

Tronsi líon Temperoture oc

·

60

.\

·

E

450 o

30 20

400

350

+ 10

O + 10 +20

10

Embrittling Time '(Hours)

Figura 6.10

Una característica importante de la fragilización a los revenidos altos es que son

fenómenos reversibles, en el sentido de que una vez fragilizado un acero, es posible

regenerarlo, calentándolo hasta unos 600°C (sin falta de austenizarlo de nuevo) y

enfriándolo a continuación con rapidez. En este calentamiento tiene lugar la dispersión

de los elementos segregados en juntas de grano.

Capítulo 7. Tratamientos térmicos

67

7. TRATAMIENTOS TERMICOS

7.1. Introducción

Se denomina tratamiento térmico a la modificación de la microestructura de una

aleación metálica (y a través de ella de sus propiedades) como consecuencia de la

realización de calentamientos y enfrimientos controlados.

En el caso de los aceros, se diferencian los tratamientos térmicos que no modifican la

composición química del producto, que serán tratados en este capítulo, de aquellos otros

que incorporan nuevos elementos químicos en el interior de las piezas tratadas y que se

desarrollarán en el capítulo siguiente.

7.2. Etapas en los tratamientos térmicos

Cualquier tratamiento térmico consta al menos de tres etapas: calentamiento,

mantenimiento a temperatura constante y enfriamiento.

7.2.1. Calentamiento

Al calentar una pieza (redondo) de acero en el interior de un horno apropiado, el calor

se transmite desde la atmósfera del horno hacia el interior de la pieza a través de la

superficie de la misma, de manera que en un instante cualquiera detectaríamos la

existencia de un gradiente térmico a lo largo de su diámetro: las regiones superficiales

estarán más calientes y las interiores más frías. Estos gradientes se pueden mitigar si se

utilizan velocidades de calentamiento muy lentas o bien cuando se tratan piezas muy

pequeñas. Por otro lado, a consecuencia de la dilatación térmica diferencial introducida,

aparecerán unas tensiones internas.

La magnitud de las dilataciones diferenciales (yen consecuencia de las tensiones

internas) se incrementará si el acero en el curso de su calentamiento sufre cambios

estructurales. En el supuesto de una austenización, la transformación de las estructuras

ferrito-perlfticas en austenita tiene lugar con una disminución de volumen, dando lugar

a una contracción de la región periférica cuando el núcleo de la pieza, más frío, se está

expandiendo en virtud del calentamiento, y más adelante, cuando se alcanza una

temperatura para la que tiene lugar la transformación austenítica del núcleo, éste se

contrae cuando la periferia de la pieza se sigue calentando y, en consecuncia, se está

expandiendo.


68

En el caso de los aceros de uso más general, con el fín de reducir las tensiones internas

durante la fase de calentamiento, se recomienda que la duración del calentamiento de un

redondo desde temperatura ambiente hasta la temperatura de austenización (expresada

en horas) sea igual al diámetro del redondo en pulgadas dividido por dos. Si expresamos

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

diámetro del redondo por 50.

Si además la pieza a tratar tiene una superficie brillante en vez de rugosa, la transmisión

de calor hacia el interior de la misma se ralentiza y en este caso habría que duplicar o

triplicar la duración del calentamiento. Habría que aumentar también la duración del

calentamiento cuando se quisiera tratar un acero muy aleado cuya conductividad

térmica puede ser mucho menor que la de un acero al carbono.

7.2.2. Mantenimiento a temperatura constante

El tiempo de permanencia a alta temperatura debe ser el suficiente no solo para

conseguir igualar la temperatura en toda la pieza sino también para lograr la máxima

uniformidad estructural posible (véase apartado 2.5). En el caso de los aceros de uso

más general se recomienda mantener la temperatura (en el caso de la austenización) una

hora por cada pulgada de diámetro de la pieza a tratar (aproximadamente una hora por

cada 25 mm), siempre que ésta se haya calentado al ritmo indicado en el subapartado

anterior.

También es importante destacar que la temperatura de permanencia durante la

austenización de los aceros será función del tipo de acero a tratar. Los aceros

hipoeutectoides se llevan hasta una temperatura superior a A 3 (A 3+40°C por ejemplo)

para lograr una austenización completa, mientras que, por el contrario, los' aceros

hipereutectoides, con el fín de evitar los riesgos de quemado (inicio de fusión, véase el

diagrama hierro-carbono), se austenizan de manera incompleta, calentándolos hasta una

temperatura inferior a

(A¡+40°C, por ejemplo).

7.2.3. Enfriamiento

La etapa de enfriamiento es crucial siendo la que diferencia los tratamientos térmicos

más habituales y debe ser la estrictamente necesaria para conseguir las microestructuras

finales objetivo de cada tratamiento. También suele ser en esta etapa cuando se generan

las tensiones residuales más importantes, especialmente en el caso del tratamiento de


69

temple, que ya se ha descrito en el capítulo 4. También en esta etapa el riesgo de

generar altas tensiones residuales disminuye cuanto más pequeña es la pieza a tratar, ya

que el gradiente térmico que existirá a lo largo de su diámetro es menor.

7.3. Tratamientos térmicos fundamentales

Además de los tratamientos de temple y revenido, que ya se han descrito en los

capítulos 4 y 6, se presentan a continuación los tratamientos de normalizado, recocido y,

más adelante, los distintos tratamientos isotérmicos y termomecánicos.

7.3.1. Recocido

El término recocido se aplica a diferentes tratamientos térmicos cuyo objetivo principal

es la obtención de microstructuras de baja dureza y alta ductilidad. El recocido más

habitual o recocido de regeneración o de austenización completa consiste en calentar el

acero hasta el dominio austenftico y enfriarlo luego lentamente (normalmente en el

interior del propio horno de tratamiento). Dado que la velocidad de enfriamiento es muy

pequeña se obtienen estructuras ferrito-perlíticas groseras y, por ello, blandas y dúctiles.

La Figura 7.1 muestra sobre el diagrama hierro-carbono el rango de temperaturas que es

necesario alcanzar para la realización de diferentes tratamientos térmicos. En el caso del

tratamiento de recocido ("annealing"), se utilizan temperaturas ligeramente superiores a

A 3 con los aceros hipoeutectoides, mientras que en el caso de los aceros

hipereutectoides se emplean temperaturas justo superiores a Al' El efecto que se busca

al calentar los aceros hipereutectoides hasta la región bifásica (austenita+cementita) es

el de tratar de globulizar la cementita proeutectoide, ya que si estos aceros se calientan

por encima de la temperatura Acm, la cementita se formaría en el enfriamiento a lo largo

de las juntas de grano austeníticas (véase la Figura 2.3) y el producto resultante sería

excesivamente frágil. Por el contrario, cuando los aceros de alto carbono se mantienen

justo por encima de la temperatura Al' se rompe progresivamente el entramado continuo

de cementita, se forman así partículas de cementita separadas y luego éstas globulizan,

disminuyendo así el área de las intercaras cementita/austenita (fuerza impulsora del

proceso). El uso de una velocidad de enfriamiento suficientemente lenta es la otra

característica diferenciadora del tratamiento de recocido. En la Figura 7.2 se han

representado los tratamientos de recocido y normalizado sobre las curvas TTT de un

acero hipoeutectoide. Una vez que toda la austenita se ha transformado en el

Capítulo 7. Tratamientos ténnicos

70

enfriamiento en ferrita y perlita ya se puede incrementar la velocidad del enfriamiento

para disminuir el tiempo total del tratamiento.

oc

1400

1300

1200

1100

1000

900

800

700

°F

2912

2732

2552

2372

2192

2012

1832

1652

1472

1292

600

o

0.5

1.0

1.5

1112

2.0

Carbon content in weight percent

Figura 7.1

Heating cycle

Time

Nonnallze

I I

I I

Coollng cycle

Time

Figura 7.2

En la misma Figura 7.1 se ha representado también el rango de temperaturas

habitualmente utilizadas en los tratamientos de homogeneización (coincide con las del


71

conformado en caliente), que son un tipo de tratamientos de recocido que suelen

ejecutarse antes de la laminación en caliente o la forja de piezas moldeadas. Su

propósito es uniformizar la composición química del producto moldeado para lo que

deben activarse los fenómenos de difusión, manteniendo el acero durante largos

periodos de tiempo a temperatura muy elevada. En el curso de este tratamiento a alta

temperatura, si existieran segundas fases (carburos p.e), se redisolverían en la austenita.

El máximo grado de ablandamiento y ductilidad de un acero se logra a partir de

microestructuras ferríticas con pequeñas partículas esféricas de carburos (cementita)

uniformemente distribuídas. Esta es la microestructura más estable de los aceros y se

puede obtener por distintas vías. La esferoidización o globulización de la cementita se

logra tras una austenización total o parcial, enfriando muy lentamente hasta una

temperatura ligeramente inferior a Al' que debe mantenerse luego durante largos

periodos de tiempo. Otra posibilidad de globulizar la cementita es realizar ciclos

térmicos por encima y por debajo de Al (Figura 7.3). Los procesos de globulización son

tanto más rápidos cuanto más fina es la microestructura de partida. La Figura 7.4

muestra el ritmo de esferoidización de un acero perlítico para diferentes tamaños de la

perlita de partida. La globulización sería aún más rápida en microestructuras bainíticas y

más aún en el caso de las estructuras martensíticas.

oc 1100

1000

900

800

700

600

500

400

°F

2012

1832

1652

1472

1292

1112

932

752

o 0.5 1.0 1.5 2.0

Carbon content In weight pereent

Figura 7.3


100

72

80

60

Fine

/ Medium Coerse

40

- o Oplical microscopy

· D 5canning eleclron microscopy

200

400

600

800

Time, hours

Figura 7.4

La alta ductilidad de las microestructuras globulizadas es importante en el conformado

en frío de los aceros hipoeutectoides, mientras que la baja dureza de los aceros

hipereutectoides globulizados favorece su mecanizado.

El recocido de recristalización es un tratamiento subcrítico (se realiza a una temperatura

inferior a Al) que se ejecuta con objeto de devolverle al acero las propiedades que tenía

antes de haber sido deformado en frío. Como consecuencia de la deformación plástica

en frío, el acero se ha endurecido, se han multiplicado sus dislocaciones y otros

defectos, aparecen bandas de deformación y sus granos han sido estirados en la

dirección de aquella. En el calentamiento del recocido, la alta energía interna de la

microestuctura deformada promueve primero la restauración (reorganización y

eliminación parcial de defectos cristalinos) y posteriormente la recristalización, en la

que en virtud de procesos de difusión se nuclean y crecen nuevos granos de ferrita a

expensas de los granos deformados. Los granos de ferrita recristalizados son finos y

equiáxicos, pero prolongados mantenimientos por encima de la temperatura de

recristalización del acero promoverían su crecimiento, impulsado por la reducción de la

energía debida a la presencia de juntas de grano. La Figura 7.5 muestra la cinética de los

fenómenos de recristalización y la influencia de la temperatura en el caso de un acero de

bajo contenido en carbono deformado en frío un 50%.

Un último tratamiento de recocido, también subcrítico, se utiliza para reducir las

tensiones residuales que pueden aparecer durante la fabricación de piezas o estructuras

de acero en virtud de enfriamientos rápidos, soldaduras, deformación en frío,

operaciones de mecanizado, etc. Estas tensiones residuales se eliminan progresivamente


73

durante mantenimientos prolongados a temperaturas un poco inferiores a las que se

utilizan en los recocidos de recristalización.

a: 100 a:

o

N

...J

1-

a:

a:

1-

z

eo

60

40

a: 20

I

o.oeC-1.45 Mn-0.21 Si

50 pe! Cold Rolled I

...J

o >

O

100

TOTAL IMMERSION TIME (see)

Figura 7.5

La Figura 7.6 muestra, a modo de ejemplo, la eliminación de las tensiones residuales de

una detenninada pieza de acero y la influencia del tiempo y de la temperatura. La Figura

7.7 muestra el proceso de eliminación de tensiones residuales en función del parámetro

de Hollomon-Jaffe (apartado 6.5). Las etapas tanto de calentamiento como,

especialmente, de enfriamiento de estos tratamientos deben hacerse muy lentamente con

objeto de evitar introducir nuevas tensiones internas de origen ténnico.

ao

70 MATERIAL: HY-100

60

.¡¡; 5.0

40

UJ

RELAXATION 0.252 ¡neh

VI 30

20

10

o

2.5

8

12

16

20

Figura 7.6


o

)(

50

74

Z

o

o o

30

20

10

O 27 28

29

30

31

32

TC20 + 109 t)

Figura 7.7

7.3.2. Normalizado

La finalidad del tratamiento de normalizado es también obtener una microestructura de

ferrita (o cementita) y perlita. El normalizado de los aceros se realiza a una temperatura

mayor que el recocido para lograr un austenita homogénea, aunque esta temperatura es

menor que la que se utiliza en la homogeneización ya que se pretende obtener una

austenita de grano fino. Tal y como se observa en la Figura 7.2, la velocidad de

enfriamiento en el normalizado es más rápida que en el tratamiento de recocido

(enfriamiento al aire, habitualmente), la transformación de la austenita tiene lugar a una

temperatura inferior y en consecuencia tanto el grano de ferrita proeutectoide coino la

separación interlaminar de la perlita se reducen, obteniéndose el afino de grano del

acero, que puede ser bastante basto en el caso de una pieza moldeada o de haber

realizado operaciones de deformación en caliente a alta temperatura. Este es el objetivo

prinicipal del tratamiento.

La fina microestructura típica del tratamiento de normalizado da lugar a unos productos

de mayor resistencia y dureza pero de algo menor ductilidad que los mismos aceros

recocidos. Los aceros hipereutectoides suelen calentarse en el normalizado por encima

de la temperatura Acm no solo con objeto de afinar su grano sino también para redisolver

los aglomerados de carburos que se pudieron haber formado en etapas de procesado

anteriores. De este modo, estos aceros así tratados, responden mejor a los tratamientos

posteriores de recocido o de temple.


75

El tratamiento de normalizado es el que confiere sus mejores propiedades a los aceros

de bajo contenido en carbono ya que debido a su baja templabilidad no resulta práctico

obtener con ellos microestructuras martensíticas.

7.4. Tratamientos isotérmicos

Como su propio nombre indica, la característica más significativa de los tratamientos

isotérmicos es que en el curso del enfriamiento o durante la transformación de la

austenita se mantiene la temperatura constante durante un cierto periodo de tiempo.

7.4.1. Martempering

El tratamiento térmico de martempering, también llamado temple escalonado o temple

interrumpido, es un tratamiento de endurecimiento (temple) que consiste en enfriar la

pieza previamente austenizada hasta una temperatura ligeramente mayor que Ms

(normalmente ISO-250°C) para lo que se introduce la pieza en cuestión en un baño de

sales, que se mantiene a la temperatura citada. La pieza a tratar se mantiene en el

interior del baño el tiempo suficiente para uniformizar su temperatura y posteriormente

se enfría al aire para obtener martensita. Segidamente es necesario realizar el

correspondiente tratamiento de revenido. De este modo se logran reducir al mínimo las

tensiones residuales que aparecen en la transformación de la austenita en martensita y

los riesgos de distorsiones y agrietamientos (véase apartado 4.4).

¡

Tempered martensile

Time-

Figura 7.8


76

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

El relati vamente lento enfriamiento final al aire también es importante para reducir las

tensiones de temple. Es importante destacar que la microestructura final del tratamiento

de martempering es 100% martensita, por lo que este tratamiento solo se puede realizar

sobre piezas pequeñas y aceros de alta templabilidad, ya que de otro modo, en virtud de

la baja severidad del medio de temple empleado y de la necesidad de mantener la

temperatura isotérmicamente antes de que la transformación martensítica tenga lugar, se

formarían microestructuras ferrito-perlíticas o bainíticas antes de iniciar al enfriamiento

final al aire.

Un efecto parecido, aunque menos eficaz, que el que se busca con el tratamiento de

martempering se logra con el temple en dos baños. Este procedimiento consiste en

enfriar enérgicamente la pieza austenizada sumergiéndola en un baño de agua o aceite

con objeto de evitar las transformaciones perlíticas y seguidamente, cuando la pieza aún

se encuentra a una temperatura superior a M., se transfiere a un medio de enfriamiento

menos severo (aceite o aire) con el fín de que la transformación de la austenita en

martensita tenga lugar de un modo más lento y reducir las tensiones residuales de

temple.

7.4.2. Austemperizado o temple bainítico

austemperizado es otro tratamiento de endurecimiento diseñado también para reducir

las tensiones internas y los riesgos de agrietamiento en el temple de los aceros de alto

carbono. En este caso el objeto del tratamiento es obtener una microestructura bainítica

en lugar de martensita, para lo que la pieza a tratar se transfiere desde el horno de

austenizado hasta un segundo horno donde se introduce la pieza en un baño de sales y

se mantiene isotérmicamente a una temperatura superior a Ms (normalmente 240-

400°C) hasta que se completa la transformación de la austenita en bainita. Este

tratamiento no precisa revenido posterior. Como se observa en la Figura 7.9, que refleja

el ciclo térmico de austemperizado, se consigue la uniformización térmica de la pieza

antes del inicio de la transformación, lo que minimiza la aparición de tensiones durante

el tratamiento.

El tratamiento de austemperizado tiene las mismas limitaciones ya apuntadas para el

martempering, ya que solo se puede aplicar a aceros con una alta templabilidad, y

además en estos casos la templabilidad bainítica también será alta, por lo que será


77

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

mantenimiento isotérmico.

T

Figura 7.9

Una ventaja añadida de este tratamiento en comparación con el de temple y revenido es

la posibilidad de obtener mayores valores de la tenacidad a igualdad de dureza. La

Figura 7.10 muestra en la práctica esta afirmación al comparar la tenacidad al impacto

de un mismo acero, templado y revenido por un lado y austemperizado por otro, hasta

niveles semejantes de dureza.

Roo diam, 0,1eO in

e 0.74%

Mn

Si

S

P

0,37%

0.145%

0.039%

0.044%

40 Each plotted point

represenls lhe

average of

several tests

30 el

o

20

10

Quench-

and- lemper melho

O 40

45

50

55

60

65

Rockwell e hardness

Figura 7.10


78

7.4.3. Patenting O patentado

Este último tratamiento isotérmico se realiza introduciendo la pieza, previamente

austenizada, en un baño de sales que se mantiene isotérmicamente en la región de la

nariz perlítica (normalmente 510-540°C), hasta que se completa la transformación de la

austenita en perlita fina (Figura 7.11). Es un tratamiento típicamente utilizado en la

fabricación de alambres de alto carbono de muy alta resistencia mecánica, ya que la

microestructura de perlita fina es ideal, en virtud de su alta ductilidad, para el trefilado

del alambre, para así lograr un fuerte endurecimiento por deformación plástica en frío.

Figura 7.11

7.S. Tratamiento intercrítico

Los tratamientos intercríticos que se utilizan con aceros de bajo contenido en carbono se

basan en calentar el acero hasta alcanzar la región bifásica donde coexisten la ferrita y la

austenita. De acuerdo con la Figura 7.12, a medida que se aumenta la temperatura del

tratamiento se incrementa la proporción de austenita, que puede deducirse con exactitud

utilizando la regla de la palanca.

Cuando un acero de bajo contenido en carbono se calienta hasta la región intercrítica y

luego se enfría rápidamente, la austenita se convierte en rnartensita y la rnicroestructura

final resultante es una mezcla de ferrita, con una alta densidad de dislocaciones, y


79

martensita (en ocasiones también aparece una pequeña proporción de austenita

retenida). Se necesita utilizar un medio de enfriamiento muy severo (agua) para formar

martensita en los aceros menos templables pero, sin embargo, basta un enfriamiento al

aire para lograr transfonnar la austenita en martensita en los aceros que presentan una

cierta templabilidad, ya que aunque se utilicen aceros de bajo carbono, el tratamiento

intercrítico genera una austenita con un contenido en carbono muy superior al medio del

acero, tanto mayor cuanto menor es la temperatura del tratamiento (véase de nuevo la

Figura 7.12), y en consecuencia su templabilidad también es mayor. Estos productos

también denominados aceros de fase dual unen una alta resistencia mecánica,

promovida por la presencia de martensita, con una buena ductilidad, conferida por la

ferrita.

140

1060

980

al

c. E

900

820

740

727

oc

660

0.1

0.3

0.5

0.7

0.9

11

3

1.5

1.7

Weighl pereenl earbon

Figura 7.12

7.6. Tratamientos termomecánicos

Se denominan tratamientos tennomecánicos a aquellos procesos que combinan procesos

de confonnado por defonnación plástica con tratamientos ténnicos, con la finalidad de

producir detenninadas microestructuras con propiedades mejoradas en relación a las que

se obtienen con los tratamientos convencionales.

El proceso denominado ausforming consiste en la defonnación plástica de la austenita

en la región metaestable que en algunos aceros existe entre sus curvas de

transfonnación perlfticas y bainíticas (habitualmente en tomo a SOO-600°C, Figura 7.13,

LTMT). El acero, una vez defonnado, se transforma en martensita por temple y luego se


80

realiza un revenido apropiado para lograr las propiedades finales requeridas. La

aplicación de este tratamiento a determinados grados de acero les proporciona unas

características mecánicas muy superiores a las que se logran por temple y revenido.

Stable austenite

Metastable austenite

M s

A3 ------ A,-- _

Ce e

Slable auslenile

LTMT

(a)

Melaslable auslenile

(b)

A3

A 1

Slable auslenite

-----------

Metaslable auslenile

Isoforming

( M s

(e)

Time

Figura 7.13

La temperatura a la que se ejecuta la deformación plástica de la austenita debe ser

suficientemente baja para que no tengan lugar fenómenos de restauración ni de

recristalización. Por ello, la resistencia mecánica del acero aumenta al disminuir esta

temperatura debido principalmente a la mayor capacidad de endurecimeinto de la

austenita (fuerte incremento de la densidad de dislocaciones). La resistencia mecánica


81

del producto final aumenta también proporcionalmente con el grado de deformación

conferido. La temperatura de ausforming debe también seleccionarse de manera que se

pueda realizar la deformación de la austenita sin que en ningun momento se inicie su

transfonnación.

Los procesos termomecánicos realizados a alta temperatura en la región de estabilidad

de la austenita (HTMT, Figura 7.13) pueden realizarse, a diferencia de los procesos de

ausforming, con cualquier grado de acero. El propósito fundamental de la deformación

es obtener un grano de austenita muy fino, lo que se logra de un modo más eficiente si

se conforma el acero por debajo de la temperatura de recristalización de la austenita

(aceros microaleados). La austenita, una vez deformada, se transforma en

microestructuras ferrito-perlíticas, bainíticas o martensíticas, dependiendo de la

velocidad de enfriamiento utilizada y de la templabilidad del acero.

Finalmente, el proceso de isoforming consiste en deformar plásticamente la austenita en

su región metaestable y continuar la deformación hasta que la austenita se transforma

totalmente a la temperatura a la que se lleva a cabo la deformación (normalmente este

tratamiento se lleva a cabo en la región de la nariz perlítica, Figura 7.13). La realización

de una fuerte deformación plástica antes de que se inicie la transformación de la

asutenita en perlita y durante la misma, origina una microestructura final con un grano

ferrítico muy fino y partículas de cementita globulares uniformemente repartidas y da

lugar a un producto con una buena resistencia mecánica y muy alta tenacidad.


82

Capítulo 8. Tratamientos superficiales

83

8. TRATAMIENTOS SUPERFICIALES

Existen muchas aplicaciones prácticas en las que las acciones más severas actúan

durante el servico normal sobre la superficie de los diversos elementos mecánicos. Ante

estas situaciones, los tratamientos superficiales son aquellos tratamientos térmicos que

se utilizan para endurecer la superficie de las piezas de acero con el fín de mejorar su

resistencia a la fatiga y/o al desgaste, dejando sin alterar el resto de la pieza.

Existen dos formas diferentes de actuación:

a) realización de tratamientos de temple superficial.

b) modificar la composición química de la superficie de la pieza introduciendo algun

elemento endurecedor (normalmente carbono y/o nitrógeno)

En ambos casos el propósito último es conseguir una superficie muy dura y al mismo

tiempo mantener un núcleo dúctil y tenaz.

8.1. Temple superficial

8.1.1. Temple a la llama

El endurecimiento superficial a la llama se genera austenizando la superficie de la pieza

de acero por calentamiento con una llama formada en la combustión de un gas

(acetileno, propano, gas natural, etc.) con oxígeno o aire, seguido de un temple que se

realiza por inmersión en un baño de agua o por rociado con agua. Si se utilizan tiempos

cortos de calentamiento (10-20 segundos), se impide que el calor se transmita por

conducción al interior de la pieza; resulta así una superfice dura martensítica mientras

que en el interior de la pieza permanece la microestructura ferrito-perlítica previa, sin

alterar.

Existen diferentes formas de aplicar prácticamente esta técnica de endurecimiento. Se

puede aplicar la llama directamente sobre la zona de la pieza a tratar manteniéndola el

tiempo suficiente para conseguir la penetración de temple requerida o bien se puede

mover la llama a velocidad constante a lo largo de la pieza a tratar, mientras ésta se

mantiene estacionaria o, por el contrario, es la pieza la que se mueve y la llama

permanece fija. La Figura 8.1 expone la forma de llevar a cabo el endurecimiento

superficial de un engranaje diente a diente y la Figura 8.2 muestra el ritmo de

calentamiento de puntos situados a diferente profundidad (1.3, 2.5 Y 5.1 mm) al ser

calentados de manera estacionaria con diferentes tipos de llama.


Hardness pattern

Warkpiece

84

Figura 8.1

ZOOO

Spot hardening

of a rocker arm pad

3000

5.1 mm Propane

1.3mm 1500

ZOOO

500

Natural gas

1.3 mm

Z.5mm

5.1 mm

1000

a. E

O

5

10

15

20

Time, s

Figura 8.2

La profundidad de la capa templada dependerá también de la velocidad de movimiento

de la llama: a menor velocidad daremos más tiempo para que la región superficial de la

pieza se caliente y el espesor de la capa austenizada será mayor. La Figura 8.3 muestra

los gradientes de dureza obtenidos tras el temple a la llama de un acero al carbono 1050

en función de la velocidad de translación de aquella. Normalmente se pueden conseguir

profundidades de capa endurecida entre 0.8 y 6.5 mm.


Dístance from surface, mm

85

70

3 6 9

60

50

40

30

20

Inches (mm)

per minute- 5.0 (127)

4.5 (114)

3.5 3.0 (89) (76)

1.5 (38)

10

O 0.120 0.240 0.360

Dístance from surface, ínch

Figura 8.3

Por otro lado, al templar a la llama cualquier pieza, el incremento de volumen asociado

a la transformación martensitíica superficial generará unas tensiones residuales de

compresión en periferia y de tracción en el núcleo que, en principio, serán beneficiosas

de cara al comportamiento a la fatiga del material.

Después del temple superficial la pieza debe revenirse a baja temperatura (175-200°C)

con objeto de suavizar las tensiones residuales generadas, sin una merma apreciable de

dureza.

8.1.2. Temple por inducción

El temple superficial por inducción es un método de endurecimiento muy versátil que

también se aplica para realizar tratamientos de revenido localizados.

El calentamiento local de la pieza de acero a tratar se logra colocando ésta en el campo

magnético generado en un inductor (normalmente una bobina de cobre refrigerada

internamente con agua) al hacer pasar una corriente alterna de alta frecuencia. El campo

magnético alterno generado por el inductor induce en el acero una corriente eléctrica y

la pieza se calienta por efecto Joule (H = R es la resistencia eléctrica del acero). La

Figura 8.4 presenta diferentes modelos de bobinas de inducción utilizadas

industrialmente para tratar superficialmente piezas y zonas de diferente geometría.

La profundidad del calentamiento se controla no solo con el tiempo de aplicación del

calor (conducción a través del acero) sino también con la frecuencia de la corriente que

Capítulo 8. Tratamientos supeIficiales

86

se hace pasar por el inductor y la densidad de potencia aplicada. A mayores frecuencias

el calentamiento es menos profundo (500 kHz para espesores de 0.4-2 mm), mientras

que para conseguir grandes penetraciones de temple es preciso emplear corrientes de

baja frecuencia (1 kHz para obtener capas de 5-9 mm). Por otro lado, se utilizan

densidades de potencia altas (potencia por unidad de área de superficie tratada), en tomo

a 10-20 W/mm 2·

111111111/

Heating patte,"

Heatlng patte,"

Heating patto,n

le)

Heating pattern

Figura 8.4

Al igual que se procedía en el temple a la llama, una vez terminado el ciclo de

calentamiento, se retira la bobina y la pieza se templa por inmersión o rocíado con agua.

Dado que las transformaciones que ocurren son similares a las comentadas en el

subapartado anterior, también en este caso se genera un patrón de tensiones residuales

semejante.

La duración práctica de los ciclos de

por inducción es muy pequeña, a

menudo solo unos pocos segundos, de manera que para conseguir austenizar la

superficie de la pieza, ésta debe calentarse muy por encima de la temperatura Ac3 · La

Figura 8.5 da cuenta de la variación de su temperatura AC3 de un acero 1042 con la

velocidad de calentamiento y con la microestructura de partida (recocido, normalizado y

temple+revenido).

l' I '1 ACJ. annealed steel , I

Ac , normalized J

1042

-

-

1-

-

quenched and

tem¡pered I -

AeJ

Capítulo 8, Tratamientos superficiales

Rate 01 heating,

87

1100

100 200 500 1000 2000 2000

oU

E

1000

900

800

1900

1800

1700

1600

1500

u.

°

E

1400

700

50 100 200 500 1000 2000 5000

Rate of heating, oC/s

Figura 8.5

8.2. Cementación o carburación

La cementación es el tratamiento térmico que consiste en la introducción de carbono en

la superficie de una pieza de acero austenizada desde una atmósfera de composición

adecuada. El endurecimiento se genera al templar, a continuación, esa capa superficial.

de alto carbono. El diagrama hierro-carbono de la Figura 2.1 muestra que la máxima

solubilidad del carbono en la austenita varía entre 0.77 a 727°C y 2.11 a 1148°C. Sin

embargo, no suelen obtenerse en la cementación contenidos en carbono superficial

superiores al 1%, ya que si el contenido de carbono es demasiado alto pueden fonnarse

carburos o aparecer cantidades significativas de austenita residual.

Aunque la cementación puede ejecutarse utilizando agentes cementan tes sólidos,

líquidos o gaseosos, hoy día, la cementación gaseosa es la más utilizada, ya que

posibilita un control más preciso del tratamiento. La introducción del carbono en la

austenita depende de dos procesos; por un lado, la reacción que tiene lugar en la

superficie de la pieza de acero en contacto con la atmósfera del horno, a resultas de la

cual el carbono es absorbido por la austenita. El otro proceso importante que controla la

profundidad de la capa endurecida es la difusión en estado sólido del carbono en la

austenita, que a su vez depende fundamentalmente de las variables, temperatura y

tiempo.

La atmósfera cementante suele ser una mezcla de gases (Ca, N2 , H 2 , CO2 , H 20)

enriquecida con metano (CH4), que es propiamente el agente cementante. La reacción

de cementación fundamental es:

2CO ------ C (disuelto en el Fe) + CO2

Se denomina potencial de carbono de la atmósfera al contenido en carbono de la

austenita en equilibrio con la atmósfera. El potencial de carbono depende de la relación

Capítulo 8. Tratamientos supetficiales

88

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

anterior:

Donde Peo Y Peo2 son las presiones parciales de estas dos especies gaseosas y ac es la

actividad del carbono. actividad se toma igual a 1 cuando la austenita está saturada

en carbono (linea Acm del diagrama) y en cualquier otra situación, la actividad del

carbono en la austenita se aproxima por el cociente entre su contenido en carbono y el

que produce su saturación a la temperatura del tratamiento (c/cs)'

La constante K depende de la temperatura (en K) según la siguiente expresión:

10gK = - 8918/ T + 9.1148

A modo de ejemplo, los gráficos de la Figura 8.6 nos permiten calcular el potencial de

carbono a partir del contenido de COz y de la temperatura de una atmósfera obtenida por

descomposición de metano (20%CO) y de propano (23%CO) respectivamente.

1.6

1.2

1.2

0.8

0.4

0.01 0.02

0.05 0.1

0.2

0.5 1.0 2.0

5.0

CO 2 · vol % 0.02 0.05 0.1 0.2 0.5 1.0 2.0 5.0

CO 2 · vol%

Figura 8.6

Una vez establecido el contenido de carbono de la superficie de la pieza de acero de la

manera que se acaba de exponer, la profundidad de la capa cementada se calcula a partir

de las ecuaciones de la difusión del carbono. La Figura 8.7 muestra los perfiles de

distribución de carbono de un acero cementado a 925°C durante diferentes periodos de

tiempo, mientras que la Figura 8.8 da cuenta del efecto de la temperatura sobre la

cementación de un mismo acero para un mismo tiempo de tratamiento (8 horas) y en la

Figura 8.9 se aprecia con más claridad la evolución de la profundidad de la capa

cementada con el tiempo de tratamiento a distintas temperaturas. Las curvas de la

Figura 8.7 se obtienen resolviendo la ecuación de la difusión siguiente:


(c - co) / (cs - co) =erf

89

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

contenido de carbono inicial del acero, c es el contenido en carbono de un punto situado

a una distancia x de la superficie, D es el coeficiente de difusión del carbono en la

austenita y erf es una función error que se ha graficado en la Figura 8.10.

o

40

Distance, 0.001 in.

ao 120

160

1700°F

O =Consl.

1.6

°

1.2

e o

0.4

o

O 1.0 2.0 3.0 4.0 5.0

Distance, mm

Figura 8.7

Distance. 0.001 in.

2.0

O 40 ao 120 160

1.6

°

/1aOO°F

e o

e o

1.2

o.a

1700°F

¡I! 16OO"F

/

0.4

o

o

1.0

2.0

3.0

4.0

5.0

Distance, mm

Figura 8.8

·

----

Capítulo 8. Tratamientos

5.0

90

U

4.0

3.0

2.0

1.0

o 955 Oc

927 Oc 899 Oc 871°C

0.16

0.12

0.08

0.04

u

1-

__

__

__

O 5 10 15 20 25 30

Carburizinq time, h

Figura 8.9

1.0

0.6

c:

u

0.4

0.2

O

O

0.5

1.0 2.0

. Normallled depth below surface,

2.5 3.0

x

3.5

Figura 8.10

El coeficiente de difusión D, aunque varía con la composición del acero y con la

concentración de carbono en la austenita, se puede estimar de forma aproximada a partir

de la expresión:

D = 0.12 exp (-32.000/RT) cm2/s

En estos tratamientos térmicos resulta práctico definir los conceptos de capa cementada

y de capa dura. Se denomina capa cementada a la profundidad de la pieza que tras el

tratamiento de cementación presenta un contenido en carbono superior al del acero base,

mientras que capa dura es un término más práctico, que corresponde a la profundidad de

la pieza cuya dureza tras el temple es superior a 50HRC (es decir, su contenido en

carbon es mayor que 0.3-0.4%, Figura 5.10).


91

8.2.1. Aceros para cementar

El objetivo de la cementación es lograr una capa superficial martensítica de alto carbono

y por lo tanto con una alta dureza, resistencia a la fatiga y al desgaste, manteniendo un

núcleo tenaz con un bajo contenido en carbono. Por esta razón los aceros de

cementación tienen contenidos de carbono en torno a 0.2%.

Cuando se cementa un acero muy poco aleado (baja templabilidad), la microestructura

del núcleo tras la cementación y el temple directo subsiguiente será fenito-perlftica. Sin

embargo, en muchas aplicaciones se requiere un núcleo con una resistencia mecánica

superior, en cuyo caso es necesario emplear un acero de mayor templabilidad con el fin

de que el núcleo se transforme en el temple, al menos parcialmente, en martensita. La

Tabla 8.1 muestra las composiciones químicas típicas junto con sus tamaños de grano y

templabilidad(DCI) de distintos aceros de cementación. La templabilidad de estos

aceros se regula con su contenido en niquel, cromo y molibdeno.

Group I

Group 11

j

Group III

I Group IV

EX24 SAE 8620 EX29 5AE 4320 5AE 4817 5AE 4820 EX32 EX55

Composition, wt %:

Carbon ....... 0.20 Manganese .... 0.88 Silicon ........ 0.34 Phosphorus .... 0.015(a) Silicon ........ 0.02(a) Chromium .... 0.51 Molybdenum " 0.26 Nickel ...... " NA(b) Aluminum ..... 0.08(a)

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

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

0.21 0.58 0.33 0.015(a) 0.02(a)

0.52 0.26 1.76 0.08(a)

0.22 0.58 0.54 0.021 0.027

0.64 0.31 1.56 0.043

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

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

0.19 0.82 0.27 0.017 0.02 0.53 0.52 0.80 0.082

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

ASTM grain size .. 9V2 7V2 9V2 9V2 9

DI hardenability:

Inches . , ...... 1.6 Millimeters. . .. 41

1.7 43

2.0 51

1.9 48

3.0 76

2.5 63

2.7 69

3.3 84

4.7 120

(a) Amount added. (b) NA = none added.

Tabla 8.1

De cualquier manera el uso de los aceros más aleados no está exento de problemas, el

principal de los cuales es la posible aparición de cantidades significativas de austenita

retenida tras el temple directo (menor dureza de la capa cementada) debido tanto al

efecto de los elementos de aleación sobre la temperatura Ms como al uso de unas

temperaturas de austenización en la cementación bastante altas (crecimiento del grano

austenítico y estabilización de esta fase). En estos casos deben utilizarse tratamientos

térmicos posteriores a la cementación. Un tratamiento muy utilizado consiste en

recalentar el acero justo por encima de su temperatura A 3 , para afinar el grano de

Capítulo 8. Tratamientos supetficiales

92

austenita, que podría haber crecido bastante durante la cementación, y efectuar un

temple. De cualquier manera, la temperatura A3 de un acero con un contenido

aproximado de carbono en tomo a 0.2% es demasiado alta para tratar la periferia del

producto, cuyo contenido en carbono se sitúa entre 0.8 y 1% (Véase Figura 2.1), por lo

que resultaría más apropiado realizar un doble tratamiento de temple, procediendo

primero al temple de la región más interna (afino del grano del núcleo) y,

posteriormente, se refina el grano de la periferia, calentando la pieza justo por encima

de Al y volviendo a templar. La Figura 8.11 muestra las curvas de fatiga de un acero de

cementación tras temple directo, tratamiento simple y tratamiento doble.

Double reheal

300

E 200

E

·

·

Direcl quench

o

O

o

100

10 3 10 5 10 7

Cycles lo failure

Figura 8.11

En cualquier caso, después de la cementación o de los tratamientos posteriores, debe

realizarse un revenido, normalmente a temperaturas comprendidas entre 150 y 450°C

con objeto bien de relajar parcialmente las tensiones residuales generadas en el

tratamiento o de conferir una cierta tenacidad al producto final.

Además de los cambios microestructurales introducidos en el proceso completo de

cementación, también se desarrolla un patrón tensiones residuales tras el temple, que

-

Capítulo 8. Tratamientos supeñiciales

93

afecta favorablemente al comportamiento a fatiga del producto. En virtud del gradiente

de carbono que presenta la pieza cementada (Figuras 8.7 y 8.8), el valor mínimo de la

temperatura Ms ocurre en la periferia, de modo que esta región es la última en

transformarse en el temple y el aumento de volumen que implica su transformación en

martensita genera unas tensiones residuales, que serán de compresión en las zonas más

periféricas, compensándose con la aparición de tensiones de tracción en la región del

núcleo. La Figura 8.12 muestra el patrón típico de tensiones residuales de una pieza

cementada, templada y revenida, comparado con el de un tratamiento de temple y

revenido convencional.

I

I

I +500 Measured -

+400

+300

+200

-

Uncarburized. quenched and tempered

- - Estimated

.--

+100

e

o

1II1

1111 111I

e o

-100

-200

·

Carburized. quenched, and tempered

-300

-400

4 mm

Composition of base steel:

0.26 C, 1.08 Mn, 0.93 Cr, 0.15 Ni, 0.3 Mo, 0.06 Ti, 0.024 S, 0.013P

Heat treatments:

Gas carburize 930-940 oC, quench from 840-850 oC, temper 1 h at

180-200 oC

Specimen dimensions: 110 mm long, 15 mm wide, 4 mm thick

Figura 8.12

8.2.2. Descarburación

De la misma manera que una determinada atmósfera posibilita la carburación de un

acero a alta temperatura, otra atmósfera podría producir el efecto contrario


94

(descarburación) y el carbono saldría desde la superficie de la pieza para incorporarse a

la atmósfera, de acuerdo con la reacción:

C (disuelto en el Fe) + CO2 --------- 2 CO

Nótese que se trata de la misma reacción expuesta en la descripción del fenómeno de la

cementación, pero operando en el sentido opuesto. Si el contenido en CO 2 de la

atmósfera sobrepasa la presión parcial requerida para mantener en equilibrio el

contenido en carbono del acero, la reacción que se acaba de presentar procederá en el

sentido indicado y el carbono del acero se incorporará a la atmósfera hasta que se

alcance el equilibrio. Los riesgos de descarburación son entonces mayores en los aceros

de mayor contenido en carbono.

Para el tratamiento térmico de los aceros deben utilizarse hornos provistos de

atmósferas protectoras adecuadas, especialmente cuando se realizan tratamientos

prolongados a altas temperaturas, con el fín de evitar la descarburación superficial, que

a su vez impediría alcanzar una alta dureza superficial.

8.3. Nitruración

La nitruración es un tratamiento en el que se endurece la superficie del acero mediante

la introducción de nitrógeno.

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

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

NH3

-------

N + 3H

El nitrógeno atómico resultante es absorbido por la superficie del acero y difunde hacia

el interior de la pieza.

Existen dos puntos fundamentales que diferencian la cementación de la nitruración. En

primer lugar, la nitruración se realiza en el dominio ferrítico. Se trata de un tratamiento

que se ejecuta a una temperatura muy inferior (SOO-S60°C), es decir no requiere ni

austenizar, ni templar luego la pieza, de manera que en el tratamiento de nitruración no

hay peligro de sobrecalentamientos ni de distorsiones sino que se mantiene un control

dimensional excelente. Los aceros se templan y revienen antes de proceder a su

nitruración y la temperatura de revenido debe ser mayor que la que luego se utilizará en

la nitruración para que el núcleo de la pieza no resulte afectado por el tratamiento

superficial. En segundo lugar, el endurecimiento superficial no se debe a la formación

de una solución sólida del nitrógeno en la ferrita (la ferrita admite muy poco nitrógeno

en solución sólida, véase Tabla 1.3), sino a la formación de nitruros submicroscópicos


95

formados en virtud de la alta afinidad del nitrógeno con determinados elementos

químicos, como el alumnio, cromo, vanadio y molibdeno que, lógicamente, deben estar

necesariamente presentes en la composición química del acero para poder plantearse la

realización de este tratamiento superficial. Estos nitruros son fases muy duras y su

precipi tación tiene lugar con un aumento de volumen, que genera la aparición de

tensiones residuales locales de compresión.

Como se observa en la Figura 8.13, que presenta el diagrama de equilibrio del hierro

con el nitrógeno, el nitrógeno es un elemento fuertemente gammágeno, al ampliar el

campo de estabilidad de la austenita hasta 592°C para contenidos del 2.4% de nitrógeno

(punto eutectoide). Nótese también la existencia de dos nitruros Fe4N (y') y Fe2N

para contenidos en nitrógeno del 6 y 11% aproximadamente, que son fases duras y

frágiles.

Atomic Percent Nitrogen o 10 30 40

912°C

900

800

uo

700

600

400

0.10

o

4

6

8

ID

12

14

Fe Weigh t Percen t Ni trogen

Figura 8.13

Los tiempos necesarios en la práctica para la nitruración son muy largos, entre 10 y 130

horas, dependiendo de la aplicación, y las profundidades afectadas son muy pequeñas,

normalmente inferiores a 0.5 mm. Las capas nitruradas suelen ser más duras que las

capas cementadas y además son estables hasta temperaturas similares a las que se


96

utilizaron en el proceso de nitruración. Se obtienen de este modo superficies con un

excelente comportamiento al desgaste ya la fatiga.

La Tabla 8.2 presenta la composición química de algunos aceros normalmente

utilizados en tratamientos de nitruración. Se trata de aceros con contenidos en carbono

entre 0.2 Y0.4%, aleados con elementos fonnadoresde nitruros (Al, er, Mo). Se indica

igualmente en la misma tabla las temperaturas de austenización previa al tample y las de

revenido que, como ya se apuntó, debe ser superior a la del tratamietno de nitruración.

De cualquier manera, no hay razón alguna que impida realizar este tratamiento

superficial sobre aceros de alto carbono, aceros inoxidables o fundiciones de hierro,

siempre que posean los elementos endurecedores anteriormente citados.

lempenlure(a)

Temperlnl tempenlure(a)

C SI Cr NI Al Se 'C 'F 'c

OJ5

0.42

0.24

OJ5

0.55

0.55

0.55

0.80

OJO

0.30

OJO

OJO

1.2

1.6

1.15

1.25

3.5

0.20

0.38

0.25

0.20

1.0

1.0

1.0

1.0

0.20

955

955

900

955

1750

1750

1650

1750

650-675

1050-1300

1050-1300

1200-1250

1050-1300

Tabla 8.2

8,4. Carbonitruración

La carbonituración es un tratamiento térmico superficial en el que se introducen

simultáneamente carbono y nitrógeno en una pieza de acero austenizada. Este

tratamiento se parece más a la cementación que a la nitruraCÍón, ya que como ocurría en

aquél, se lleva a cabo en fase austenítica y la pieza se templa inmediatamente después

del tratamiento y se reviene posteriormente a baja temperatura para lograr una alta

dureza superficial.

La incorporación de carbono y nitrógeno se realiza desde una atmósfera rica en gases

suministradores de carbono junto con amoníaco, que provee el nitrógeno atómico.

Debido al carácter gammágeno del nitrógeno, la carboni truración se realiza a

temperaturas inferiores a las típicas de cementación (750-8Sü°C), lo que unido al hecho

de que la presencia de nitrógeno dificulta la difusión del carbono y los cortos tiempos

normales utilizados en estos tratamientos (1-4 horas), justifica que las capas endurecidas

sean poco profundas (0.1-0.75 mm). La Figura 8.14 muestra de modo general el efecto

del tiempo y de la temperatura sobre la profundidad de la capa endurecida en los

tratamientos de carboni truración.

I 1

I I I 1018

Carbonitrided h at 790 oC

5% \ NH

3


0.75

E E

0.50

97

0.25

1

oC

234

10

O

-

Duration of carbonitriding, h

Figura 8.14

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

permite el temple de aceros de bajo carbono y baja aleación. Por otro lado, la presencia

de nitrógeno también puede tener efectos negativos (especialmente cuando la atmósfera

del horno de tratamiento tiene un elevado contenido en amoníaco), ya que en la

superficie de la pieza puede quedar tras el temple una proporción importante de

austenita retenida, que reduciría la dureza superficial del acero y su resistencia al

desgaste. La Figura 8.15 muestra gráficamente este punto en la carbonitruración (790°C

durante 2.5 horas) de un acero 1018.

Distance below surface, 0.001 in.

70

o 5 10 15

60

50

40

30

20

Figura 8.15

Los aceros típicamente utilizados en los tratamientos de carbonitruración tienen

composiciones similares a las de los aceros para cementación (véase Tabla 8.1).

Capítulo 8. Tratamientos supeIficiales

98

Capítulo 9.Aceros de construcción.

99

9. ACEROS DE CONSTRUCCION

9.1. Tipos de aceros

Existen muchas formas de clasificar los aceros de uso en ingeniería pero quizás la más

útil es aquella que agrupa los distintos grados de acero teniendo en cuenta

principalmente sus propiedades características y, en consecuencia, su utilización. Desde

este punto de vista se acostumbra dividir los aceros en tres grandes familias:

- Aceros de construcción

- Aceros de herramienta

- Aceros inoxidables

Los aceros de construcción, que son los que se analizarán en este capítulo, son aquellas

variedades que se utilizan en la fabricación de piezas diversas y elementos de máquinas,

construcciones en general e instalaciones, como elementos estructurales con capacidad

para soportar las cargas y acciones mecánicas del servicio. Se trata entonces de

productos en los que prima la resistencia mecánica, la tenacidad, la conformabilidad y la

facilidad de fabricación.

Los aceros de herramienta se utilizan, como su propia nombre ya indica, en la

fabricación de todo tipo de herramientas destinadas a conformar, transformar, mecanizar

y cortar cualquier tipo de material. En virtud de su aplicación, estos productos requieren

poseer una alta dureza, resistencia al desgaste (al menos apreciablemente mayor que la

del material sobre el que trabajan), tenacidad (en ciertas ocasiones estas herramientas

trabajan a base de golpes) y algunas veces, cuando estas operaciones deben realizarse a

alta temperatura, también deben mantener todas estas propiedades a alta temperatura.

Finalmente, los aceros inoxidables son todas aquellas variedades que se utilizan en

contacto con ambientes agresivos (medios corrosivos variados, alta temperatura, etc.),

por lo que su principal característica es la de poseer una alta resistencia a la acción de

estos medios.

Centrándonos ya en la familia de aceros de construcción que, como ya se mencionó,

son productos cuya característica principal es la de asegurar unas excelentes

propiedades mecánicas (límite elástico, resistencia a la tracción, alargamiento,

tenacidad, resistencia a la fatiga, etc.). Se trata de aceros de bajo y/o medio contenido en

carbono (normalmente %C<O.6) y de baja o media aleación (% total de aleantes<S%).


100

9.2. Aceros al carbono

Los aceros al carbono apenas tienen elementos de aleación y los pequeños contenidos

de algunos elementos presentes en su composición química son consecuencia del

proceso de fabricación utilizado en la fabricación del acero. Así, por ejemplo, se añade

siempre manganeso en el curso de la fabricación del acero con el propósito de

combinarse con el azufre e impedir la formación del FeS (véase apartado 3.2); por otro

lado, tanto el manganeso como el silicio son elementos desoxidantes, que se adicionan

en la última fase del proceso de elaboración del acero con el fín de eliminar la presencia

de FeO.

Además, todos estos aceros tienen una baja templabilidad, por lo que normalmente no

se utilizan en estado de temple y revenido, sino que se emplean directamente en estado

bruto de forja o de laminación y, en algunas ocasiones, tras tratamientos de normalizado

y/o recocido.

Los aceros al carbono tienen microestructruras ferrito-perlíticas y sus propiedades

mecánicas dependen prinicipalmente de su contenido en carbono y, en menor medida,

de su contenido en manganeso. Normalmente el contenido en carbono de estos aceros

varía desde 0.05 hasta 1.0% y el de manganeso desde 0.25 hasta 1.7%. Al aumentar el

contenido de carbono aumenta la proporción de perlita presente y con ella la resistencia

mecánica del acero, mientras que la adición de manganeso afecta a la proporción final

de perlita y al tamaño de grano de la ferrita, ya que en virtud de su caracter gammágeno,

disminuye la temperatura de transformación de la austenita en ferrita, originando un

efecto similar al de aumentar la velocidad de enfriamiento (véase la Figura 2.8 y

apartado 2.4), pero por otro lado, el manganeso también propicia el endurecimiento por

solución sólida de la ferrita. La Figura 9.1 muestra el incremento de la resistencia

mecánica de los aceros al carbono al incrementar su contenido en carbono y en

manganeso. El incremento del contenido de carbono es el medio más barato que existe

para aumentar la resistencia mecánica de los aceros pero, al mismo tiempo, también

reduce de una manera drástica la tenacidad de estos productos (Figura 9.2) y la

capacidad de ser soldados con facilidad. Los aceros de facil soldabilidad exigen un

contenido en carbono equivalente (CE) inferior a 0.41 % con objeto de que no se formen

fases frágiles en la zona térmicamente afectada por el proceso de soldeo:

CE = %C + (%Mn/6) + (%Cr+%Mo+%V)/5 + (%ni+%Cu)1l5

z


101

Los aceros con un carbono equivalente superior a 0.41 % requieren ya un soldeo más

cuidadoso, que debe incluir la realización de precalentamientos, postcalentamientos y/o

tratamientos térmicos postsoldeo

En ciertas ocasiones estos aceros al carbono se desoxidan mediante la adición de

aluminio, que al mismo tiempo también actúa como afinador del grano de ferrita. El

aluminio tiene una gran afinidad por el nitrógeno, de tal manera que produce una

dispersión de partículas de AIN, muchas de las cuales precipitan a alta temperatura en

las juntas de grano de la austenita (véase Figura 2.13) y previenen su crecimiento de

grano.

I

E

e

600 -

500

200

0·25

Figura 9.1

ss

Salid salutian

0·11C

160

0'20C

120

e

80

40

O

-200 -160 -120

Figura 9.2

0·31C


102

Uno de los grupos de aceros más utilizados en la práctica, en forma de chapas, vigas,

angulares, para la construcción de edificios, puentes, barcos, recipientes, etc. son los

aceros al carbono con menos de 0.25%C en estado bruto de laminación. Estos aceros

deben laminarse en frío cuando se precisa de un mejor acabado superficial o cuando se

requiere una resistencia adicional, proporcionada en estas ocasiones por el

endurecimiento que promueve la deformación plástica en frío. Otro grupo importante de

aceros al carbono, caracterizado por una resistencia mecánica superior, está constituído

por aquellos aceros en los que el rango del contenido en carbono varía entre 0.25 y

0.5%, que se utiliza para hacer piezas baratas de resistencia media, tales como forjas

varias, ejes, engranajes, etc.

La Tabla 9.1 recoge la composición química y las características mecánicas de los

aceros al carbono normalizados en la normativa UNE.

Aceros no aleados especia/es para temple y revenido. Análisis de colada

C

Mn

SI

P

··

S

FIlIO

F 1115 (11

C 15k

C 15k- 1

0.10/0.20

0.10/0.20

0.15/0.40

0.15/0.40

0.035

0.035

0.035

0.020/0.035

F 1120

F 1130

F 1131

F 1132

F

F 1141

F 1142

F 1150

FII25111

F

F1137111

F1145111

F1146111

FII55(1I

C 25k

C 25k - 1

C 35k

C 35k - 1

C 32k

C 32k - 1

C 38k

C 38k - 1

C45k

C45k - 1

C 42k

C42k - 1

C48k

C48k

1

C55k

C 55k - 1

0.20/0.30

0.20/0.30

0.30/0.40

0.30/0.40

0,30/0.35

0,30/0,35

0.35/0.40

0,35/0,40

0,40/0,50

0.40/0.50

0.40/0,45

0.40/0,45

0.45/0,50

0.50/0.80

0.50/0.80

0.50/0.80

0.50/0.80

0.50/0.80

0,50/0,80

0.50/0.80

0.50/0.80

0.50/0.80

0,50/0,80

0,50/0,80

0.50/0.80

0.50/0.80

0,50/0.80

0,80/0,90

0,60/0.90

0.15/0.40

0.15/0.40

0.15/0.40

0.15/0,40

0.15/0,40

0,15/0.40

0.15/0,40

0.15/0.40

0.15/0,40

0.15/0,40

0,15/0,40

0.15/0.40

0,15/0.40

0,15/0.40

0.15/0.40

0.15/0,40

0.035

0.035

0.035

0.035

0.035

0.035

0,035

0.035

0,035

0,035

0,035

0,035

0,035

0,036

0.035

0.035

0.020/0.035

0.035

0,020/0,035

0.035 m'·.

0,020/0,035

0.020/0.036

0.020/0,036

0.035

0.020/0.035

0.020/0,035

0.020/0.036

mecánicas en estedo de normallzedo

d 16 mm < d 100 mm 100 m m < d 260 mm

R.mln. m/n, A

RI mln. mln. t1l A

R.min. mln. (11 A

mm'

N

mm'

mm'

N

mm'

mln.

=6d

mm'

N

mm' mm'

N

mm'

mln. mm'

N

mm'

mm'

N

mm'

m(n,

Fl110yF1115

F112OyF1125

F 1131 Y F 1138

C 15k YC15k-l

C 25k y C 25k-l

c35k C

C 32k y C 32k 1

23

25

29

225

245

285

285

40

45

63

53

390

620

520

24

23

18

19

22

23

28

26

215

225

256

39

42

50

50

380

410

490

25

24

19

20

- -

235

235

- -

- -

470

- 19

20

F 1132yF 1137 C 38k y C 38k-l 296 58 550 18 27 52 510 19 235 50 19

30 58 560 27 265 530 16

F 1141 Y F 1146

F 1142 Y F 1141

C42k y C 42k-l

C 48k y C 48k-l

33

35

326 60 690

630

16

13

30

31

296

306

58

60

650

690

16

16

27

28

286

276 67

630

580

18

16

F 1150 Y 1166 C 66k y C 66k-l 36 366 66 660 11 32 316 82 810 13 29 286 60 690 13

A

.1.

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

encime

11. vIlotn mínimo. Indicado ··

Tabla 9.1

d 18mm <d mm <d

Rmm(n. A

m/n.

Lo. 5 d

mln. Rmmln. A

mino

Lo. 5 d

mln. R",mln. A

\

LO·Sd

N

mm'

N

N N N N

F 1110VF 1115

F 1120V F 1125

Fll30VFl135

C 15kVC15k-l

C25kVC25k-l

C 35k V C 35k - 1

330

39 380

5

52

50

450

510

590

10

9

9

30

39

290

380 55

420

470

11

10

9

28

29

32

270

315 52 510

12

11

10

F 1131 V F 1138

F 1132V F 1137

F 1145

C32kVC32k 1

C 38k V C 3Bk - 1

C 45k V C 45k - 1

5

470

51 500

50

63

67

590

620

660

9

8

8

39 380

400

55

58

53

570

620

9

9

9

32

37

315

360

52

59

510

660

10

10

10

F 1141 V F

Fl142VF1147

F 1150V F 1166

C 42k V C 42k - 1

C 48k V C - 1

C 55kVC55k-l

51 500

58

57

71

77

550

700

760

8

7

6 51

435

496

63

66

71

620

650

700

9

8

7

37

39

360

385

410

59

63

68

680

620

670

10

9

8


103

para productos laminados en

o

un

en frio

Tabla 1 (continuación)

9.3. Aceros dulces

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

carbono de tal manera que presentan entonces microestructuras prácticamente ferríticas,

con cantidades mínimas de perlita. Sus propiedades mecánicas son en general bajas

pero, por el contrario, tienen una gran ductilidad, que permite fabricar con ellos piezas

de formas complejas mediante operaciones de conformado en frío por deformación

plástica.

Las microestructuras ferríticas se pueden endurecer utilizando los mecanismos

siguientes:

Afino de grano

Deformación plástica en frío

Solución sólida (véase apartado 3.2)

El límite elástico de la fenita depende de su tamaño de grano, d, de acuerdo con la bien

conocida expresión de Hall-Petch:

° = 00

+ k d-

1I2

La Figura 9.3 representa gráficamente la citada expresión en el caso de los aceros

ferríticos.

Por otro lado, el aumento del límite elástico de los aceros ferríticos con la deformación

plástica en frío responde a la ley de Ludwik:

donde

° es

el límite elástico,

la deformación verdadera y K, n, constantes

características del comportamiento del material. K es el límite elástico para una


104

deformación igual a la unidad y n es el coeficiente de endurecimiento por deformación.

Por otro lado, el coeficiente n es numéricamente igual a la deformación plástica

uniforme a tracción (deformación longitudinal en el punto de carga máxima en un

ensayo de tracción). Además, la capacidad de endurecimiento de los aceros ferríticos

depende del modo de deformación, pudiendo alcanzarse un valor de

próximo a 10 en

operaciones de extrusión-trefilado (se alcanzaría de este modo un límite elástico de

hasta 1650 MPa), 4.8 a torsión y en torno a 2.8 por laminación en frío.

A5TM

o

320

10

10

14

2.5

16.5

1.0

18

0.6

19

0.4

20

0.3

G.5.

d.

1000

800

MILLER

IFe-21%Ni)

600

oc

VI

Q

UJ

400

200

MOAAI50N

(Fe AND

5TEELl

__ __ __

O 10 20 30 40 50 60

d- 1/2 (mm- l12 )

Figura 9.3

La gran mayoría de los aceros de bajo y muy bajo contenido en carbono son aceros

denominados calmados, para lo que se adiciona, justo antes de su colada, entre un 0.03

y un 0.04% de aluminio. El aluminio reacciona con el exceso de oxígeno presente en el

acero (forma alúmina, que flota en el acero aún líquido y se elimina) y el exceso de este

elemento pasa a formar parte del acero sólido como AlN. El efecto principal de este

ni truro ya se ha descri to en el capítulo 2, apartado 5.

Por otro lado la reducción del contenido de carbono hasta ni veles muy bajos

(%C<0.002% en los aceros libres de intersticiales) y la práctica eliminación del

nitrógeno libre que se consigue con la adición controlada de aluminio permiten obtener

unos aceros prácticamente libres de envejecimiento. El fenómeno de envejecimiento

consiste en la variación de las propiedades mecánicas fundamentales del acero como

consecuencia de la interacción de átomos en solución sólida intersticial (normalmente C


105

y N en los aceros) con las dislocaciones presentes en la microestructura del acero en el

curso de su deformación plástica. Los efectos principales del envejecimiento en la curva

de tracción de un acero de bajo contenido en carbono se muestran en la Figura 9.4.

Cuando una probeta se deforma en frío una cierta cantidad ("prestrain"), se mantiene

varios días a temperatura ambiente o solo unas horas a 100°C, y luego se vuelve a

deformar a tracción ("aged"), se observa un incremento de su límite elástico y de la

resistencia a la tracción,

Y,

una disminución del alargamiento total,

la

reaparición de la región de fluencia,

y la aparición de unas marcas superficiales

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

de la predeformación ("unaged").

o...J

Preslroin

ELONGATION

Figura 9.4

En alguna calidad de acero empleada para la fabricación de carrocerías de automóviles

por embutición se utiliza el fenómeno de envejecimiento con el fín de aumentar el límite

elástico del acero una vez conformado y pintado, para lo que se somete a un

calentamiento final a 170-20ü°C ("bake hardening") que, aparte de secar la pintura,

proporciona un incremento del límite elástico del acero de unos 50 MPa.

Otro parámetro importante que gobierna la conformabilidad en frío (embutición) de

estos aceros es el índice r, que se define por la relación entre la deformación verdadera

transversal (W) y la deformación en la dirección del espesor (t) en un ensayo de

tracción:


106

L es la dirección longitudinal de la probeta, e i, f, denotan sus dimensiones inicial y

final (antes del comienzo de la estricción).

Los valores elevados del índice r favorecen las operaciones de embutición con

contracción. El valor del índice r de los aceros de embutición profunda debe ser mayor

que 1.5.

La Tabla 9.2 muestra los productos de chapa de acero laminados en frío y recocidos que

recoge la norma europea EN 10130 (1991), que clasifica estos aceros en función de su

conformabilidad, yendo ésta en aumento desde el grado Fe POI hasta el Fe P06, que

lógicamente es a su vez el grado de acero que exige unos mayores valores de los

coeficientes r y n.

Grade

Definition

and

Deoxidalion

Chemica/

(/ad/e ana/ysis %

c1assijicalion

according C P S Mn

loEN 10020

Fe POI

Non-alloy

Manufacturer's

0.12

0,045

0,045

0,60

qualily sleel discretion

Fe P03 Non-alloy Fully Idlled 0.10 0,035 0,035 0,45

qualily sleel

Fe P04 Non-alloy Fully Idlled 0,08 0,40

quality steel

Fe P05 Non-alloy Fully Idlled 0,06 0,025 0,025 0.35

quality steel

Fe P06

AlIoy quality

Fully Idlled

0,02

0,020

0,25 11 0,3

steel

Grade

Va/MUy of

mechallica/

Surface

appearallce

Absence of

slrelcher

R.

N/mm2

Rm

N/nun2

ASO

% min.]

r90

min.4,5

n90

mín.4

properties l slrain

marks

Fe POI

A

-/280

270/410

28

B 3 months

Fe P03 6 monlhs A 6 months -n40 270/370 34 1,3

6 months B 6 months

Fe P04 6 months A 6 monlhs -1210 270/350 38 1,6 0,180

6 months B 6 monlhs

Fe P05 6 monlhs A 6 monlhs -/180 270/330 40 1,9 0,200

6 months B 6 monlhs mín.

FeP06 6 monlhs A no limit -/180 270/350 38 1,8 0,220

6 months B no limít

Tabla 9.2

Otra característica importante de estos aceros es su respuesta frente a los fenómenos de

envejecimiento. El grado Fe P06 es susceptible de envejecimiento (el titanio

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


107

mientras que los grados Fe P03 a 05 envejecen ligeramente, aunque tras periodos de

almacenamiento superiores a 6 meses, yel grado Fe POI envejece con normalidad.

9.4. Aceros microaleados

Los aceros microaleados, también llamados aceros de alta resistencia y baja aleación

(HSLA) son una familia de aceros de bajo contenido en carbono, que utilizan unas

adiciones muy pequeñas de algunos aleantes específicos para conseguir unas

propiedades mecánicas superiores a las de los aceros al carbono convencionales,

presentando límites elásticos superiores a 300 MPa en estado bruto de laminación en

caliente o normalizado. Además en virtud de su bajo contenido en carbono y carbono

equivalente tienen mejores tenacidad a baja temperatura y soldabilidad que los aceros al

carbono.

La familia de aceros microaleados de mayor interés práctico es la de los aceros de

microestructura ferrito-perlftica, obtenidos por conformado en caliente. Estos aceros

utilizan pequeñas adiciones de niobio, vanadio y/o titanio (hasta un 0.06% de niobio y

un 0.15% de vanadio y titanio) con el propósito de aumentar la resistencia mecánica de

la ferrita, sin necesidad de incrementar los contenidos en carbono y manganeso y, de

este modo, no disminuir ni la soldabilidad ni la tenacidad del acero.

Las propiedades mecánicas de los aceros microaleados no son consecuencia exclusiva

de la adición de microaleantes sino que son igualmente dependientes del

acondicionamiento de la austenita, que a su vez depende del diseño de la composición

química del producto y del control del proceso de conformado en caliente, en virtud de

su efecto sobre el afino del tamaño de grano final del acero. De este modo es posible

incrementar notablemente el límite elástico de los aceros sin aumentar al mismo tiempo

su contenido en carbono, alcanzándose valores superiores a 500 MPa, en virtud del

efecto combinado de un tamaño de grano ferrítico muy pequeño y el endurecimiento

estructural introducido por la precipitación de compuestos submicroscópicos de niobio,

vanadio y/o titanio. Todos estos elementos forman con el carbono y el nitrógeno

carburos y nitruros estables de estructuras FCC. Su diferenciación tampoco es fácil, ya

que muestran entre sí altos grados de solubilidad, de manera que suelen aparecer

carboni truros mixtos de más de un aleante.

- -


108

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

de controlar el tamaño de grano del acero en el curso de la laminación para lograr

finalmente un tamaño de grano ferrítico extraordinariamente fino, lo que a su vez se

traduce simultáneamente en un incremento tanto del límite elástico como de la

tenacidad del acero: la Figura 9.5 da cuenta de la influencia del tamaño de grano de la

ferrita en su límite elástico y en su temperatura de transición dúctil-frágil. Téngase en

cuenta que el resto de los micromecanismos endurecedores posibles, como son la

solución sólida, precipitación de compuestos o la deformación en frío, aparecen

acompañados siempre de una significativa reducción de la tenacidad.

YS (N/mm 2)

27J ITT

500

400

300

200

-

ITT

-

-

100

50

o

-50

100 -100

O

__

__

__

-150

O 2 4 6 8 10 12 14

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

Figura 9.5

La Figura 9.6 muestra la variación del límite elástico de los aceros al carbono-

manganeso y de los aceros microaleados con niobio en función de su tamaño de grano.

La adición del elemento microaleante permite obtener aceros con unos tamaños de

grano ferrítico muy finos, que proporcionan límites elásticos muy elevados.

Los métodos habituales utilizados en la práctica para afinar el grano de las estructuras

ferrito-perlíticas durante la elaboración en estado sólido de los aceros (recalentamiento,

conformado en caliente y enfriamiento hasta temperatura ambiente) son:

Adición de aluminio o, mejor aún, de titanio, con el propósito de inhibir el

crecimiento de grano de la asutenita durante el mantenimiento del desbaste a alta

temperatura, de acuerdo con el mecanismo descrito en el apartado 2.5. La Figura 9.7

muestra los productos de solubilidad en la austenita de carburos y nitruros diversos.

Nótese a este respecto que el TiN es el compuesto más estable por lo que será el

\


109

mejor inhibidor del crecimiento de grano de la austenita a alta temperatura. Tal y

como se observa en la Figura 9.8, correspondiente al NbC (acero con O.15%C-

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

·

550

500

niobium steeJ ·

··

I 450

·

400

350

· 00

o

Carbon-manganese steel

O

7

O. 1

10-5

1

10-7

Grain size

Figura 9.6

A5TM

700 800 1000 11 00 1200 1300

Temperature.

Figura 9.7


110

0·03

u

0·02 c:

0'0'

o

Temperatura (oC)

Figura 9.8

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

al transformarse en el enfriamiento origine una microestructura ferrítica de grano

muy fino.

Uso de aleantes específicos y/o de altas velocidades de enfriamiento para disminuir

la temperatura de transformación de la austenita en ferrita.

En cuanto al efecto individual de los microaleantes definidos con anterioridad, cabe

decir que el endurecimiento inducido por el vanadio se debe a la formación de finos

precipitados (5 a 100 nm de diámetro) de V(CN) en la ferrita, durante la fase de

enfriamiento, que tiene lugar después del conformado en caliente del producto. Las

sol ubilidades de los carburos y ni truros de los elementos microalentes son

aproximadamente un orden de magnitud menores en la ferrita que en la asutenita. Por

esta razón, una parte sustancial de la precipitación de los compuestos menos estables

(VC, de acuedo con la Figura 9.7), que no se ha producido a las temperaturas más

elevadas, ocurrirá durante la transformación alotrópica o ya en fase ferrítica.

La adición de este microalente proporciona un endurecimiento que se cifra entre 5 y 15

MPa por cada 0.01 % en peso de vanadio, dependiendo del contenido de carbono y de la

velocidad de enfriamiento, que a su vez es función de la masa del producto tratado

(espesor de chapa, por ejemplo). De acuerdo con la Figura 9.9, correspondiente a un

acero con 0.15%V, se puede obtener un máximo aumento del lími te elástico utilizando

una velocidad de enfriamiento de 170°C/min: a velocidades inferiores, los precipitados

V


111

de V(CN) tienen un mayor tamaño (menor efecto endurecedor), mientras que si la

velocidad es superior a este valor no damos tiempo a que la precipitación se complete y

la fracción precipitada disminuye. La adición de manganeso es también a este respecto

positiva, ya que al disminuir la tremperatura de la transformación de la austenita en

ferrita contribuye a lograr una dispersión de precipitados de vanadio más fina.

200

150

100

50

u

O

500 200 100 50 20 10

Cooling rate (from 760°C), °C/min

Figura 9.9

El mecanismo de aumento de resistencia mecánica de los aceros al niobio es doble:

endurecimiento por precipitación, que depende del tamaño y de la cantidad de fase

precipitada (véase Figura 9.10) y el afino del tamaño de grano ferrítico, lo que hace que

este elemento sea un agente endurecedor más efectivo que el vanadio. De acuerdo con

la Figura 9.7 los compuestos de niobio son menos solubles en la austenita que los de

vanadio, luego el niobio precipita en fase austenítica y estos precipitados, estables en el

rango de las temperaturas habituales de laminación, contribuyen a inhibir el crecimiento

de grano de la austenita. El contenido habitual de niobio de este grupo de aceros varía

entre 0.02 y 0.04%, es decir, es aproximadamente un tercio del contenido habitual de

vanadio (0.1 %). Su efecto endurecedor se estima en 35-40 MPa por cada 0.01 % en peso

de niobio.

Los aceros microaleados al niobio se fabrican utilizando técnicas de laminación o forja

controladas, que en el caso de los aceros al vanadio solo son efectivas cuando

simultáneamente se alean con titanio.

La adición de molibdeno a los aceros microaleados produce un incremento mayor de

resistencia en virtud de un mecanismo de solución sólida y del impulso de la

precipitación de los microaleantes causada por un efecto sinérgico entre estos elementos


112

y el molibdeno. Este efecto se atribuye a que la presencia de molibdeno dificulta la

precipitación en fase austenítica en virtud del decrecimiento de la actividad del carbono

(carácter carburígeno del molibdeno). De este modo, tiene lugar una mayor

precipitación en fase ferrítica, que contribuye a una mejor dispersión y afino de los

precipitados.

245

210

. . 175

o

140

105

70

35

A

I 30A

I A

I

00 A

I

200 A O

10- 3 0.01 0.02 0.04 0.10 0.20

Niobium, %

Figura 9.10

Por último, el efecto principal del titanio, presente en los aceros microaleados en

proporciones inferiores al 0.2% en peso, es tanto el control del tamaño de grano

austenítico como la formación de precipitados, dependiendo la importancia de uno u

otro mecanismo de la composción química del acero y del programa de conformado

empleado. De cualquier manera, dado que el titanio es un elemento fuertemente

desoxidante solo puede utilizarse en aceros perfectamente calmados (desoxidados con

aluminio), para que el titanio forme compuestos diferentes al óxido de titanio.

Antes de proceder a la laminación en caliente del acero, los desbastes deben recalentarse

a alta temperatura y mantener ésta un cierto tiempo con el fin de obtener una austenita

homogénea y disolver cualquier precipitado que estuviera presente en la microestructura

inicial del acero. La Figura 9.11 muestra el efecto de los diferentes microaleantes sobre

el crecimiento del tamaño de grano de la austenita a alta temperatura. Pequeñas

-

Capítulo 9.Aceros de construcción,

113

cantidades de titanio (Ti<0.025%) tienen un efecto afinador muy efectivo debido a que

el TiN precipitado a una temperaura muy alta inhibe el crecimiento del grano de

austenita, tanto durante el recalentamiento de los desbastes como durante la primera

fase del conformado en caliente. El titanio tiene, por la misma razón, un efecto muy

marcado a la hora de impedir el aumento del tamaño de grano de las zonas

térmicamente afectadas de las uniones soldadas (sometidas a grandes sobreca-

lentamientos). Debe recordarse que el control del tamaño de grano a alta temperatura

mediante la presencia de precipitados se basa en que el tamaño de éstos y su separación

media sean inferiores a ciertos valores, que estén presentes en fracciones volumétricas

suficientes y que también tengan bajas velocidades de crecimiento por coalescencia.

Así, por ejemplo, el TiN formado a muy alta temperatura (en fase líquida o durante la

solidificación del acero), da lugar a unos precipitados demasiado groseros para evitar el

crecimiento de grano austenítico, de tal manera que solo los precipitados formados en

fase

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

anterioridad.

E

300 Q)

Q)

E 200

c:

100

O

800 900 1000 1100 1200 1300

Temperature, oC

Figura 9.11

En relación al endurecimiento por precipitación, se reqUIere una cantidad más

importante de titanio para formar TiC. Las adiciones de titanio inferiores a 0.025% en

peso originan precipitados demasiado groseros de TiN, que no proporcionan

endurecimiento alguno. Al incrementar el contenido de titanio del acero, primero se

forman inclusiones sulfurosas del tipo (Mn,Ti)S y luego carbosulfuros Ti 4CzSz, antes de

aparecer el precipitado endurecedor TiC. Estas partículas proporcionan el mayor efecto

endurecedor de todos estos microaleantes, Figura 9.12, siempre que la proporción de

titanio sea importante y los precipitados muy finos (menores de 3 nm). Sin embargo, el


114

titanio tiene un efecto afinador de grano moderado en el curso de la laminación (en

comparación con el niobio y el vanadio), por lo que el fuerte endurecimiento por

precipitación causa también una sensible pérdida de tenacidad. Por esta razón el uso

simultáneo de varios microaleantes proporciona la mejor combinación de propiedades:

así, el titanio incrementa la eficacia del niobio al combinarse con el nitrógeno presente

para formar TiN y evitando, de este modo, la formación de NbN. De esta forma se

incrementa la solubilidad del niobio en la austenita y se favorece la precipitación de

partículas de Nb(CN), lográndose un mayor afino de grano durante la laminación

controlada.

500

200

100

50

o

20

a..

10

0.0002 0,0005 0.001 0.002 0.005

Precipitate fraclion, f

Figura 9.12

9.4.1. Laminación y forja controladas

Se denomina laminación o forja controladas a aquellas operaciones de conformado que

se ejecutan con un control preciso de la temperatura del producto durante las diferentes

fases de la operación, definiéndose también estrictamente tanto la reducción de cada

paso como la temperatura a la que se ejecutan éstos y especialmente el de la última

pasada o golpe. Su objetivo básico es reducir el tamaño de grano final de la ferrita

transformada en el enfriamiento, para lo que es preciso, además, la adición de elementos

microaleantes como el niobio, vanadio y/o titanio.

Cualquier operación de conformado controlado se divide en dos etapas. La primera es

una fase desbastadora, que tiene lugar a la temperatura más alta (l150-1000°C), en la

que debe iniciarse el afino de grano de la austenita por recristalización repetida

(recristalización dinámica). En esta fase deben existir ya precipitados estables a la


115

temperatura de laminación que inhiban el crecimiento del grano de austenita

recristalizado. Con este fín el niobio es un elemento bastante efectivo, aunque de

cualquier manera, los precipitados de TiN formados en fase

son los más apropiados.

Al final de esta fase se pueden obtener tamaños de grano de austenita en tomo a 20

Llegados a este punto el proceso debe detenerse hasta que la chapa o producto a

conformar se enfría hasta la temperatura a la que se comenzará realamente el proceso de

laminación o fOIja controlada (T<l000°C).

El efecto más importante que ejercen los elementos microaleantes durante la fabricación

de estos aceros es el control de la temperatura de no recristalización de la austenita. En

un proceso de laminación convencional, la austenita deformada durante el conformado

recristaliza estáticamente en el periodo entre pasadas. Sin embargo, en un proceso de

laminación controlada, se interrumpe la laminación de la chapa con el propósito de

terminar esta operación realizando una reducción de espesor de más de un 60% a una

temperatura inferior a la de no recristalización de la austenita, T nr' Como consecuencia

de la parada en la laminación y de las menores temperaturas de proceso, la

productividad del tren disminuye y las fuerzas de laminación aumentan, lo que

constituyen dificultades prácticas evidentes. De cualquier manera, es en esta fase

acabadora del proceso de laminación controlada donde el papel del niobio es

fundamental, tal y como se manifiesta en la Figura 9.13: el niobio es el elemento que

más influencia tiene a la hora de incrementar la temperatura T Dr' permitiendo de este

modo realizar las operaciones de laminación y fOIja controladas en un intervalo térmico

más amplio.

Al deformar la austenita por debajo de T nr' se crea una austenita agria con numerosos

defectos intragranulares, como dislocaciones, bandas de deformación y maclas, es decir,

con muchos puntos de alta energía, de modo que existirán muchos lugares efectivos

para la nucleación de los granos de ferrita en la transformación en estado sólido que

tiene lugar en el enfriamiento subsiguiente, dando así lugar a un grano ferrítico muy

fino.

La Figura 9.14 es similar a la 9.7 solo que ahora se expresa en coordendas semilo -

garítmicas (los productos de solubilidad responden a la expresión 10gK = A-BIT) y está

referida exclusivamente a los carbonitruros de niobio. Se hace notar que a medida que

aumenta el contenido de nitrógeno de los carbonitruros de niobio, su producto de

solubilidad disminuye sustancialmente, mientras que este producto aumenta cuando el


116

carburo tiene un defecto de carbono en relación a su estequiometría normal, NbC

(vacantes de carbono). De cualquier manera, la existencia de otros elementos de

aleación disueltos en el acero, como el manganeso o el silicio, alteran los coeficientes de

actividad del niobio, carbono y nitrógeno, y modifican las expresiones de los productos

de solubilidad. Por ejemplo, la presencia de un 1.5% de manganeso y de un 0.4% de

silicio reduce el producto de solubilidad del NbC en la austeni ta a 1150°C en

aproximadamente un 20%.

1050

1000

950

900

.9

850

800

750

Initial salute cantent (atam per cent)

Figura 9.13

Temperature, oc (OFI

1300 1200 1100 1000 900

-2

(2372)(2192) (2012) (1832) (1652)

a.

-3

108 [Nb)[C)°·87 = 3.43 71701T

108 [Nb)[C) = 2.96 - 75101T I/l 108

108

= 4.46 98OO1T

= 4.09 - 100000T

108 [Nb)[N] = 2.80 - 85001T

Source: Rer 74

-4

6

7

l/Tx

1 0 4 ,

K-l

8

9

Figura 9.14

El efecto del niobio en la fase acabadora del proceso de laminación o forja es entonces

el de impedir la recristalización de la austenita deformada durante la laminación, lo que


117

ocurre en virtud de la inmovilización de los bordes de grano y subgrano de austenita

(disminución de la energía efectiva de la junta de grano y subgrano) que induce la

precipitación del Nb(CN). La precipitación de estos carbonitruros en condiciones

dinámicas, austenita deformada, es mucho más rápida que en condiciones estáticas.

Téngase en cuenta que, por un lado, tenemos la fuerza impulsora del proceso de

restauración y recristalización de la austenita, que es la energía de deformación

almacenada en la microestructura (defectos microestructurales), mientras que, por otro

lado, existen fuerzas tendentes a retardar estos procesos (precipitación de Nb(CN)). El

efecto de bloqueo de estos precipitados es tanto mayor cuanto más grande es su fracción

volumétrica y más finos son. La Figura 9.15 muestra sobre un diagrama temperatura-

tiempo genérico la dependencia de los fenómenos de recristalización y precipitación:

tomando T o como la temperatura de puesta en solución de los precipitados, se pone de

manifiesto que por encima de la temperatura TI' la precipitación se retrasa, dado que

opera en una matriz de austenita recristalizada (sin defectos), mientras que por debajo

de T nr es la recristalización la que se retrasa, al tener lugar la precipitación previa de los

carbonitruros. Entre T 1 Y T nr ambos fenómenos ocurren de manera aproximadamente

simultánea. La Figura 9.16 muestra la deformación crítica necesaria para que tenga

lugar la recristalización de la austenita en función de la temperatura de conformado e

indica igualmente el tamaño de grano de la misma, en el caso de un acero al carbono y

otro microaleado con niobio.

Comienzo de la

precipi

Comienzo de la recristalizaci6n

- - - - Tiempo (lag)

Figura 9.15

,' I,

I II


o

Plain carbon steel

Niobium steel

118

2

c:

« 4

c:

1100'C I I ,

'I

, I

I

I I

1100'C

/

1050'C

160

950'C

Figura 9.16

El tamaño de grano ferrítico final del acero depende entonces del tamaño de grano

previo de la austenita y también de la magnitud de deformación suministrada por debajo

de la temperatura de no recristalización de esta fase. La 1aminación y forja controladas

de los aceros al niobio debe terminarse a unas temperaturas relativamente bajas (750-

850°C) para obtener así tamaños de grano finales de ferrita de 5-10

tal y como se refleja en la Figura 9.17.

(10-13 ASTM),

C

0'11

Si

0'30

S

0·015

P

0-015

Mn

V

0·06

Nb

0·04

5

c:

3

Finish rolling temperature ('C)

Figura 9.17

Los nitruros de titanio que se forman durante la solidificación y el enfriamiento inicial

del desbaste no serán entonces efectivos para prevenir la recristalización de la austenita

y dejarán al acero con una cantidad insuficiente de titanio en solución sólida a la

> o


119

temperatura de laminación. Por otro lado, el vanadio a estas mismas temperaturas es

muy soluble y su precipitación solo tiene lugar a temperaturas claramente inferiores a

las de laminación. De cualquier manera, el diseño de un acero con adiciones de niobio,

titanio y vanadio conduce a la formación de complejos carbonitruros mixtos de los tres

elementos cuya composición varía con la temperatura. La Figura 9.18 pone de

manifiesto que, a las temperaturas más altas, el primer precipitado que se forma es el

TiN y a medida que la temperatura desciende se van incorporando cantidades crecientes

de niobio y carbono, para finalmente terminar precipitando como NbC a las

temperaturas inferiores (véase también la figura 9.14).

I

w

w ...J

0'100

u 0'050

0'030

0'025

0'020

e

Nb

'l. T1=0'010

Nb=0'030

e =0'100 N = 0·004

Ti

Figura 9.18

Otro aspecto del proceso de laminación o forja que está fuertemente influenciado por la

presencia de elementos aleantes es la temperatura de transformación de fase Ar3 ·

Cuando esta temperatura disminuye, la transformación austenita-ferrita opera en un

rango térmico más bajo, la velocidad de nucleación aumenta y el tamaño ferrítico, en

consecuencia, disminuye. A este respecto volvemos a recordar el efecto favorable de la

adición de elementos gammágenos como el manganeso y el empleo de enfriamientos

acelerados desde la temperatura final de laminación. La Figura 9.19, que se refiere a

aceros con contenidos en carbono de 0.05-0.2%, da cuenta del aumento de la resistencia

mecánica del acero al disminuir la temperatura a la que tiene lugar el 50% de la

transformación austenita-ferrita, que influye en la microestructura final obtenida

(lógicamente, a medida que aumenta la resistencia, al aparecer microestructuras

bainíticas y martensíticas, también disminuye la tenacidad). Las calidades de mayor

resistencia mecánica, obtenidas tras temple y revenido, poseen normalmente molibdeno

··

IIFerrite + ··


120

y boro con el fin de aumentar la templabilidad del acero y vanadio para limitar el

ablandamiento en el tratamiento de revenido.

1200

1050

900

-

I I I I I

.¡¡¡

750 I I

I 600

450

I

I I

··

· pearllte

. ·

300

400

500

600

700

800

Transfonnatlon temperature

Figura 9.19

Una última técnica utilizada industrialmente en la laminación en caliente de los aceros

es la laminación controlada dura o intensificada, que consiste en realizar la segunda fase

de la laminación (fase acabadora) no por debajo de T ur' sino incluso por debajo de

Ar3 , es decir en fase (a+y). La temperatura final de laminación se sitúa entonces

alrededor de 700°C. La combinación de una menor temperatura de recalentamiento

junto a la también menor temperatura de laminación conducen a la obtención de un

tamaño de austenita más pequeño. Además, dado que la laminación se termina en fase

(a+y), una cierta cantidad de ferrita ya transformada resulta deformada,

incrementándose la densidad de dislocaciones en esta fase, lo que contribuye a lograr un

mayor incremento del límite elástico del acero. Esta técnica de laminación proporciona

también una cierta textura que influye en las propiedades mecánicas finales del

producto, siendo en concreto responsable del debilitamiento en la dirección del espesor

de la chapa (aparición de separaciones o descohesiones paralelas al plano de laminación

durante los ensayos mecánicos o en el servicio bajo carga).


121

La Figura 9.20 muestra los diferentes tipos de laminación, cuyas denominaciones se

indican a continuación, y la Figura

resume la evolución del grano en los procesos

de laminación convencional y controlada:

A - Laminación en caliente convencional

B - Laminación controlada

e - Laminación controlada intensificada

D - Laminación con control de la recristalización

E - Laminación controlada especial.

1

--------------

Rough rolling

Finish rolling

Time

Figura 9.20

oc

1200

1000

1200

1000

oc

800

600

800

600

\ Normal coollng

Accelerated coollng

400

a) Laminación convencional y normalizado

. Figura 9.21

b) Laminación controlada


122

9.4.2. Tipos de aceros microaleados

La Tablas 9.3 y 9.4 muestran respectivamente las denominaciones y las propiedades

mecánicas fundamentales de los aceros microaleados definidos en las normas europeas

EN 10025 (aceros estructurales no aleados laminados en caliente) y EN 10133 (aceros

estructurales de grano fino soldables laminados en caliente) .

BS EN 10025: 1993

Grade Former Tensile Min. Max. {/l/pael Ellergy (J·C)

grade slrellglh for

mm

<lOO mm

slrenglh

al 16 mm

speeified

yield

Nominal t!lieklless

-N/mm2 N/mm 2 N/mm 2 Temp. mm >150 mm ·C (1)

(1) mm

SI85 S235

(4) (5)

Fe Fe

310-0 360A

(4) (5)

290/510 340/470

185 235

25

250

S235JR (4) Fe 360B (4) 340/470 235 25 +20 27

S235JROI (4) Fe 360B(FU)(4) 340/470 235 25 +20 (6) 27

S235JR02

S23510 S2351203

S2351204

S275

S275JR

S27510 S2751203

S275J204

(5)

Fe

Fe

Fe

Fe

Fe

Fe

Fe

Fe

Fe

360B(FN)

360C

36001

36002

430A

430B

430C

43001

43002

(5)

340/470

340/470

340/470

340/470

410/560

410/560

410/560

410/560

410/560

235

235

235

235

275

275

275

275

275

250

250

250

250

250

250

250

250

250

+20 (6)

O

-20 -20

+20 (6)

O

-20

-20

27

27

27

27

27 27

27

27

23

23

23 23

23 23

23

23

S355 (5) Fe 5 lOA (5) 490/630 355 250

S355JR

S355JO

S3551203

S3551204

S355K203 S355K204

Fe

Fe

Fe

Fe

Fe

Fe

510B

510C

51001

51002

510001

510002

490/630

490/630

490/630

490/630

490/630

490/630

355

355

355

355

355

355

250

250

250

250

250

250

+20 (6)

O

-20

-20 -20

-20

27

27

27

27

40

40

23

23

23

23

33

33

Tabla 9.3

Grade UTS Min.YS

at t = 16 mm

Max. Thk

(mm)

Charpy (long)

(N/mm2) (1) (2) Temp. Energy Max. Thk (1) (mm)

( 1) (2)

S275N

370

-20

40

S275NL

S355N

S355NL

S355M

S355ML

S420M

to

510

470

to

630

450

to

610

500

275

355

355

150

150

63

150

150

150

-50

-20

-50

-20

-50

-20

27

40

27

40

27

40

150

150

63

150

150

150

Notes:

S420ML

to

660

420 63 150 -50

27

63 150 1 Applies to plates and wide flats.

2 Applies to Sections.

S460M

S460ML

530

to

no

460

63

150

-20

-50

40

27

63

150

Symbols used in SS EN 10113

S = Structural Steel

'275' '355' '420' '460' = min YS (N/mm2)

N = Nonnalized or nonnalized roUed

M = Thennomechanical roUed. L = Low temperature (-50· e) impacts. Examples S275N, S355ML

Tabla 9.4


123

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

al impacto) cada vez más altas y también de mejores características de conformabilidad

en frío ha promovido el desarrollo de aceros más limpios y de las técnicas de control del

contenido de inclusiones. Los aceros convencionales tiene contenidos en azufre en tomo

a 0.030%, que aparece en su microestructura en forma de inclusiones alargadas de MnS,

en virtud de la deformación sustancial que experimentan en el curso del proceso de

laminación en caliente. Otras inclusiones también presentes en estos aceros son óxidos y

silicatos. Las inclusiones son heterogeneidades microestructurales (concentradores de

tensión) que promueven el inicio del microemecanismo de rotura bajo carga de los

aceros. Por esta razón, hoy día, los aceros de mayor calidad se fabrican utilizando

tecnologías avanzadas de desulfuración, con las que se logran contenidos finales de

azufre de 0.001-0.002%. El elemento desulfurante más eficaz es el calcio. El calcio se

adiciona al acero líquido, después de haber sido desoxidado con aluminio, en forma de

siliciuro o carburo de calcio,

se combina con el azufre y el oxígeno presente en el

acero formando

y CaS, productos que se eliminan en forma de escoria. Se

obtienen así aceros con contenidos de oxígeno de 10-20 ppm y contenidos de azufre que

pueden ser inferiores a 0.001 %. Otro efecto negativo debido a la existencia en el acero

de incluiones alargadas es la anisotropía observada en la tenacidad y ductilidad de estas

chapas. Este problema prácticamente se elimina si las inclusiones aparecen en forma de

pequeñas partículas aisladas no deformables. A este respecto las incluisiones oxidadas y

sulfuradas de calcio son globulares y mantienen su forma en el curso de la laminación

en caliente. La Figura 9.22 da cuenta del efecto beneficioso de la disminución del

contenido de azufre y la adición de calcio, que se manifiesta en la reducción de área en

la dirección del espesor (dirección más débil). Estas mismas técnicas de control

inclusionario junto con el uso de tecnologías que minimicen la segregación durante la

colada, permiten obtener aceros con resistencia a la fragilización inducida por el

hidrógeno (HIC) que posibilitan la utilización de estos productos para la fabricación de

gaseoductos y reactores que trabajen en contacto con medios ácidos (medios que

contienen HzS YCOz)·

9.3.Aceros de gran resistencia

La familia de aceros de gran resistencia constituye un amplio abanico de composiciones

químicas que permiten obtener unos aceros con una resistencia mecánica mayor de 750


124

MPa (hasta 1700 MPa). Normalmente se trata de aceros tratados térmicamente mediante

temple y revenido. Estos aceros se utilizan para fabricar piezas que serán capaces de

soportar cargas de servicio muy altas, tales como elementos constitutivos de motores,

transmisiones, turbinas de vapor, cojinetes, engranajes, muelles, cables, etc.

80

o Calcium-lreated

· Nat calcium-treated

_ _......L_

_

__

o 0.020 0.030 0.040

Sulphur cantent (%)

Figura 9.22

Suelen ser aceros con un contenido medio en carbono (normalmente entre 0.25 y 0.5%),

que normalmente se alean con niquel, cromo y molibdeno, principalmente con el

propósito de aumentar la templabilidad del acero y permitir de este modo el tratamiento

térmico de piezas de mediano y gran tamaño. El tratamiento de revenido de estos aceros

suele realizarse a una temperatura suficientemente alta (550-650°C) con objeto de

obtener piezas con una tenacidad suficientemente alta.

Las Tablas 9.5, 9.6 Y 9.7 muestran respectivamente la composición química, las

condiciones de tratamiento térmico y las propiedades mecánicas de los aceros para

temple y revenido normalizados en España. Esta norma diferencia los grados aleados al

cromo, al manganeso, al cromo-molibdeno y al cromo-niquel-molibdeno. El contenido

de carbono de todos estos aceros es muy parecido (0.35-0.45%) y se diferencian

principalmente en el porcentaje de elementos de aleación, siendo, de este modo, los

grados más aleados los de mayor templabilidad (admiten el temple en piezas mayores).

Dentro de la familia de aceros de alta resistencia hay que contemplar también los que se

utilizan para la fabricación de bolas, rodillos y pistas en la elaboración de cojinetes y

otros soportes. En estos casos se requieren productos de muy alta dureza y resistencia a

la fatiga de contacto, por lo que son aceros de alto contenido en carbono (en torno a

1%), aleados habitualmente con cromo (l.5%Cr), que se utilizan tras temple y revenido

_pie ...

111

121

Fl200

F1201

F1202 F1207

F1203v

F1251 F1256

F1250v F1255

Fl253

Fl252V Fl257

Fl280

F1282

F1270

F1272

Fl262

Fl260

38Cr3

38Cr4

42Cr4

36Mn5 36

4DCrM04

36NICrMo7

o

O

11 de · 30 mln mínimo.

21 Oureclón Undlcetivo) · 1 h m(nimo.

DESIGNACION

e Mn Sí p

S NI Mo

·· 1

F1200

F1201

F1206111

F1202

F120711l

38Cr3

38Cr4

38Cr4·1

42Cr4

0.34/0,41

0,34/0.41

0.34/0,41

0,38/0.45

0,38/0,45

0,60/0,90

0.60/0.90

0,60/0.90

0,60/0.90

0.60/0,90

0.15/0.40

0,15/0.40

0,15/0.40

0,15/0.40

0.15/0.40

0,035

0,035

0.035

0,035

0,035

0,035

0,020/0.035

0,036

0.020/0.036

0,50/0,80

0,90/1,20

0,90/1.20

0.90/1.20

0.90/1,20

-

-

-

- - - -

FI203

F1208111

36Mn6

36Mn6·1

0,33/0.40

0.33/0.40

1,30/1,65

1,30/1,65

0,15/0,40

0.15/0.40

0,035

0.035

0.035

0.020/0,035

- -

- -

- -

.1

F1251

F1256111

F1250

F1265111

F1253121

FI252

F125711l

3DCrM04

35CrM04

35CrM04·'

38CrM04

4DC,M04

0,27/0,33

0.27/0.33

0.32/0.38

0,32/0,38

0,34/0.40

0.37/0.43

0,37/0.43

0.60/0,90

0,60/0,90

0.60/0.90

0,60/0.90

0.60/0.90

0.15/0.40

0.15/0.40

0,15/0.40

0.15/0.40

0.15/0.40

0,15/0,40

0,15/0.40

0,035

0.035

0.035

0.035

0.035

0,035

0.035

0.035

0,020/0.035

0.020/0.035

0.035

0,020/0.035

0.86/1,15

0,85/1.15

0,85/1.15

0.8511,16

0.86/1.15 ·

0.86/1.15

- - - - - -

0.15/0.26

0,16/0.26

0,15/0.25

0.15/0.25

0.15/0.25

0.15/0.26

0.15/0.25

niqu.1 molibd.no

Fl204,

F1280

F1282

F1270

F1272

FI262

FI260

4ONiCrMo2

35NIC,M04

4ONICrM04

35NiCrMo7

32NiC,Mo12

32NICrMoI6

0.37/0,44

0.32/0.38

0,37/0.42

0,32/0,38

0,30/0.36

0,30/0,37

0.70/1,00

0,50/0.80

0,50/0,80

0.55/0,85

0.55/0.85

0.8010,80

0,30/0,60

0.15/0,40

0,15/0.40

0,15/0.40

0.15/0.40

0,15/0,40

0,16/0.40

0.035

0.035

0.035

0.036

0,035

0,035

0,035

O,035málC.

0,036

0,036

0.40/0.70

0,60/0.90

0,60/0.90.

0.65/0,96

0,65/0,95

0,70/0,90

1,10/1,40

0.40/0.70'

0,70/1,00

0,70/1,00

1.60/2,00

1.60/2,00

2,76/3.25

3,70/4,20

0.15/0,30

0,15/0,30

0.15/0,30

0.15/0,30

0,16/0,30

0,30/0,40

0,25/0,40


125

a baja temperatura (sobre 180-250°C). Se obtienen así unos productos con una dureza

de 60-65 HRC.

(1)

de

controlado

(2) Acero de uso no pref.renle

Tabla 9.5

Tabla 9.6

Imm'

i"

I

°1

i


L.

126

I

mm'

I

OC U

'''m

KU

I

I

!

mm'¡

T

'

I

OCU

.

j. i 1

-'T--r

I I I

I ou

1

I

f1200 1574095115930·1130 "

0017801'00.,20 980·1180"

'-2' 6416JO;,B5105

68 61°'

83010301

: 1JI

J90 80

6'0 140

180-

Elao ' ,

9301l

'5

I 10

¡

y Fl256

F1250 Y F 1255 J

se

y

I

65

15

140

I 780

I 95-115

830-1 OJO

!I I

6

55

64 1

630

75- 9017"0 85·105

90·110 8801080

I, 5

6

6

47;

I

( 10- Osi

901740 80 '00

8JO 15

880 OJO" iI

105·125 10 5 95·115 930011301 1I 6 61 85 lOO a JO - 980 13 ¡ 880

85830

no-1JO '080·1'110 la

10/5

78 980.1180 11

11

S

6

65

64085-1115

880-1080

ElJ0-10JO

121

Fl180 80 11 6 610 90-110 6 51 80- 780- I 6 I 85

95 930 115·135

10

11

5 I

801180

85

100·120 980,1180

105-1'15 1 03O·J

11

11

6

6

70 1&90

10 I r,9O

90-110

\0

880-1080

880- 108

f1272 930

110-130

1180-1370 9

1

1

90

1880 110·1)0

110-130

1080·1 10

10

5 80

85[1

180 980-1 18011"

1 OJO 1 11

6 I

29

32NiCfMo\6 100 9 100 980 115135 1130.1 95 110-13C 1 5

Tabla 9.7

9.2.1. Aceros

Los aceros maraging son un grupo de aceros martensíticos de bajo contenido en carbono

(0.03% max), que en virtud de un tratamiento térmico especial de envejecimiento

(precipitación, "aging"), penniten obtener límites elásticos entre 1400 y 2400 MPa. Son

todos ellos aceros con elevados contenidos en niquel 18%Ni) Y que muestran una

tenacidad mucho mayor que la de los aceros martensíticos de mayor contenido en

carbono de igual resistencia. La Tabla 9.8 muestra las composiciones químicas y

propiedades finales de los diferentes grados de aceros maraging.

Grade

Wrought

Cast

Nominal 0.2% proof stress:

18Ni1400 18Ni 1700 18Ni1900 18Ni2400 17Ni1600

N/mrn2 (MPa)

Ni Co Mo Ti

1400

17-19

3-3.5

0.15-0.25

1700

17-19 7-8.5

4.6-5.1 0.3-0.5

1900

18-19 8-9.5

4.6-5.2 0.5-0.8

2400

17-18 12-13 3.5-4 1.6-2

1600

16-17.5 9.5-11 4.4-4.8

0.15-0.45 Al

C max. 0.05-0.15 0.05-0.15 0.05-0.15

0.03 0.03 0.03 0.1-0.2

0.01 0.02-0.1

0.03 Si max. Mn max. Si +Mn max. S max. P max. Ca added B Zr added

0.12 0.12 0.2 0.01 0.01 0.05 0.003 0.02

0.12 0.12 0.2 0.01 0.01 0.05 0.003 0.02

0.12 0.12 0.2 0.01 0.01 0.05 0.003 0.02

0.1 0.1 0.2 0.005 0.005 Nbne None None

0.1 0.1 0.2 0.01 0.01 None None None

Fe Balance Balance Balance Balance Balance

Tabla 9.8


127

Al calentar estos aceros a una temperatura de aproximadamente 820°C y luego

enfriarlos al aire hasta temperatura ambiente se obtiene una microestructura

martensítica, incluso en piezas masivas, en virtud de la alta templabilidad que les

confiere el alto grado de aleación típico de estos productos. En este estado muestran un

límite elástico en torno a 800 MPa, una carga de rotura de 1000-1100 MPa y un

alargamiento de casi un 20%. Sin embargo, si a continuación se efectúa un tratamiento

de envejecimiento a una temperatura sobre SOO°C ocurre la precipitación intensa de

compuestos intermetálicos del tipo de Ni 3Mo y FeTi, obteniéndose de este modo el

límite elástico que se refleja en la Tabla 9.8. La Figura 9.23 muestra como la tenacidad

a la fractura que se logra con estos aceros es muy superior a la de los aceros templados y

revenidos convencionales, aunque también su coste es muy superior, en virtud de su alto

grado de aleación.

40

__

1250 1500 1750 2000 2250

Tensile strenglh (MPa)

Figura 9.23

9.2.2. Aceros de fácil maquinabilidad

Constituyen una clase de aceros cuya característica más destacable es la facilidad de

ejecutar con ellos operaciones de mecanizado (torneado, taladrado, fresado, etc.). Esta

propiedad tiene una gran importancia cuando es necesario realizar grandes series de

piezas mediante conformado por arranque de viruta, exigiéndose en estos casos

operaciones de mecanizado automáticas con altas velocidades de corte.

La maquinabilidad de un acero es una propiedad dificil de definir ya que no se puede

identificar en virtud de un único parámetro, sino que es el resultado de una serie

conjunta de características tales como, por ejemplo:

- Vida de la herramienta de corte

- Velocidad de producción


128

- Consumo energético

- Acabado superficial

Con el propósito de mejorar la maquinabilidad de los aceros es práctica corriente

realizar determinadas adiciones. El método más económico consiste en añadir azufre.

Aunque la mayoría de las especificaciones de aceros limitan el contenido de azufre a

valores inferiores a 0.035%, con el fín de mejorar su maquinabilidad, se exigen en

ocasiones contenidos de azufre de hasta 0.35%. En estos casos debe incrementarse

también el contenido de manganeso con el propósito de que el azufre aparezca en forma

de MnS. Las abundantes inclusiones de MnS, uniformemente distribuidas a lo largo de

la microestructura del acero, lubrifican el corte y favorecen la fractura de la viruta en

pequeños fragmentos, disminuyendo las fuerzas de corte y la temperatura en el contacto.

La Figura 9.24 muestra la disminución ostensible de la velocidad de desgaste de la

herramienta a medida que se incrementa la fracción de área de MnS. De cualquier

modo, no debe olvidarse que los contenidos elevados de azufre reducen sensiblemente

la ductilidad y la tenacidad de los aceros.

150

100

e

50

O

1.0

2.0

3.0

Area MnS (%)

Figura 9.24

Otro aditivo también muy utilizado para incrementar la maquinabilidad de los aceros es

el plomo. El plomo, en proporciones del 0.15-0.35%, precipita como plomo libre en

forma de pequeñas partículas durante la solidificación del acero. Las partículas de

plomo presentes en la intercara herramienta-viruta funden a consecuencia del calor

generado en el corte y, al igual que ocurría con las inclusiones sulfurosas, reducen la

fricción y rompen la viruta. Sin embargo, estos niveles de plomo afectan muy poco a las


129

propiedades mecánicas del acero. La Figura 9.25 muestra cuantitativamente el efecto

positivo de la adición de plomo sobre la vida de la herramienta en el mecanizado de un

acero concreto. El teluro, selenio y bismuto también se utilizan con fines parecidos.

50

20

10

o

5,

2

__

__

+0.09%

Pb

+0.20%

Pb

80 100 120 140 160 180 200

Cutling speed (mlmín)

Figura 9.25

Por otro lado, se ha demostrado que la estructura férrea ideal para mecanizar

corresponde a una microestructura ferrito-perlítica con 0.2-0.3% de carbono. Los aceros

con contenidos de carbono inferiores son excesivamente blandos y dúctiles, de modo

que durante el corte se pegan a la herramienta, mientras que los aceros con contenidos

en carbono superiores a 0.3% son ya excesivamente duros y para facilitar su

mecanizado es conveniente realizar sobre ellos recocidos de globulización.


130

Capítulo 10. Aceros de herramienta

131

10. ACEROS DE HERRAMIENTA

10.1. Introducción

Se denominan aceros de herramienta a los aceros que se utilizan en la fabricación de

útiles destinados a conformar otros materiales mediante aplicación de presión

(laminación, forja, extrusión, etc.), en frío o en caliente, o por arranque de viruta (placas

de corte para tornear, fresar o taladrar, etc.). También se incluyen en este grupo los

aceros destinados a la fabricación de moldes permanentes empleados en el moldeo de

aleaciones metálicas y de plásticos, así como en la ejecución de todo tipo de

herramientas mecánicas (martillos, sierras, tenazas, etc.). Teniendo en cuenta las

condiciones normales de servicio de todos estos útiles, se les exigirá siempre una dureza

muy elevada (siempre apreciablemente superior a la del material que están

conformando) y, en ocasiones, cuando trabajan a alta temperatura, dureza en caliente.

Por esta razón suelen ser aceros templados y revenidos de alto contenido en carbono, de

media o alta aleación.

Las normas internacionales de los diversos países suelen clasificar esta familia de aceros

en tres grandes grupos:

Aceros para trabajos en frío

Aceros para trabajos en caliente

Aceros de corte rápido

Los aceros de herramienta para trabajos en frío son los que se emplean en aquellas

aplicaciones en las que el régimen de trabajo de la herramienta tiene lugar a temperatura

ambiente (martillos, navajas, brocas, etc.). Las principales características que se exigen

a estos productos son poseer una dureza y resistencia al desgaste muy altas y, si trabajan

a base de golpes, tener una tenacidad suficiente.

Los aceros de herramienta para trabajos en caliente se emplean en la construcción de

herramientas que durante su servicio normal se calentarán hasta temperaturas bastante

elevadas (martillos de forja, estampas, matrices de fundición, etc.). En estos casos no es

necesario que los aceros tengan una dureza tan alta como los de la familia anterior, ya

que al trabajar sobre materiales calientes, éstos últimos serán más blandos. Sin embargo

es necesario que estos aceros mantengan siempre una adecuada dureza en caliente y, si

van a ser sometidos a cambios bruscos de temperatura, se les exigirá también resistencia

al choque térmico.


132

Por último, la familia de aceros de corte rápido o aceros rápidos se emplean en la

fabricación de útiles de corte o mecanizado por arranque de viruta, que garanticen unas

productividades muy altas (arranque de viruta a gran velocidad). En estas condiciones

de trabajo el filo de la herramienta se calienta localmente hasta alcanzar temperaturas

del orden de los 600°C, en virtud del rozamiento existente en el contacto herramienta-

pieza. En este rango de temperaturas los aceros templados y revenidos convencionales

se ablandan ya considerablemente, por lo que los aceros rápidos deben ser unos

productos muy aleados, que aprovechan el fenómeno de dureza secundaria (véase

apartado 6.4) para conseguir una dureza muy alta en las citadas condiciones ténnicas.

La Tabla 10.1 recoge en una escala que va de 1 (bajo) a 9 (alto) los valores de las tres

propiedades fundamentales, resistencia al desgaste, tenacidad y dureza en caliente, que

deben tenerse necesariamene en cuenta a la hora de realizar la selección del acero más

apropiado para cada aplicación particular. Se indican también, en función del tipo de

trabajo que deba realizar la herramienta (arrancar, cizallar, conformar, etc.) y de la

forma de acometerlo (velocidad, espesor de la pieza sobre la que trabajan, tamaño de la

serie, etc.), otras características de rango inferior deseables, tales como maquinabilidad,

templabilidad, etc.

10.2. Aceros para trabajos en frío

Son los aceros que se emplean para fabricar herramientas cuyo trabajo se realiza a

temperaturas próximas a la ambiente. Dado que las propiedades fundamentales que se

buscan son dureza y resistencia al desgaste, se trata de aceros con un elevado contenido

en carbono (nonnalmente entre 0.7 y 1.5%).

La familia de aceros de herramienta para trabajos en frío más económica, pero hoy día

también la de menores prestaciones, es la de los aceros al carbono. Son productos que se

utilizan tras temple y revenido a baja temperatura (lSO-2S0°C) con el propósito de

maximizar su dureza, que como sabemos depende exclusivamente del contenido en

carbono (la Figura 4.4. mostraba la dureza de la martensita en función de su contenido

en carbono). En estos casos el efecto del tratamiento de revenido es más bien el de

atenuar las tensiones residuales del temple. De este modo se emplean los aceros de

menor proporción de carbono para la confección de herramientas que exijan una cierta

tenacidad (martillos, herramientas agrícolas, etc.), mientras que con los aceros de

Capítulo 10. Aceros de herramienla

133

contenido en carbono más alto se fabrican las herramientas de mayor dureza, como

navajas, limas, brocas, etc.

Under

maJor propertlel

Thele major eharaelerlsllel And Ihese mlnor Ihele lhould be Illhe

1001 are requlred In !he 1001

eharaelerlslles may be requlred

eondl- 1I0ns

Wear reslllanee

Tough- neIs

Hot hantness

Culs ............Wear resislance and

Grindability and

Lighl culs,

4108

1 lo 3

1 lo 6

reslslance lo soften- loughness slow speeds

ing effecl of heal Heavy culs, 7 lo 9 1 lo 3 8 lo 9

fasl speeds

Shears ..........Wear resislance and Safety in hardening Thin slock, 4 lo 6 1 lo 7 (b)

loughness and slighl dislortion short runs

in hardenlng Thin slock, 6 lo 9 1 lo 7 (b)

long runs

Heavy slock, 2 lo 4 7 lo 9 (b)

short runs

Heavy slock, 3105 7 lo 9 (b)

long runs

Forms ..........Wear resislance Machinability and Cold, 4 lo 6 1 lo 7 (b)

loughness short runs

Cold, 7109 1 lo 4 (b)

long runs

Hol, 3106 6109 5 lo 7

short runs

Hol, 4106 6 lo 9 7109

long runs

Draws ..........Wear resislance Slighl dislortion in Short runs 4106 1 lo 7 (b)

Exlrudes ........Reslslance lo softening

effecl of heal, lough-

hardening Long runs

Cold

Hol

7109

4109

3106

1 lo

1 lo

6 lo

4

7

9

(b)

(b)

5107

ness and wear

resislance

RolIs ............Wear resislance Short runs

Long runs

4 lo 6

7 lo 9

1 lo 7

1 lo 4

(b)

(b)

Balters ..........Toughness Wear resislance Short runs 2 lo 4 7 lo 9 (b)

(b) Importanl only in ho! wor1<lng,

Tabla 10.1

La limitación principal que presentan los aceros al carbono a la hora de confeccionar

herramientas es su baja templabilidad: no permiten fabricar más que piezas de pequeño

espesor y recurriendo a enfriamientos bruscos en agua, por lo que existe un riesgo

evidente de introducir distorsiones o incluso de agrietar estos productos durante su

tratamiento térmico. La Tabla 10.2 muestra las composiciones químicas de los aceros de

esta familia normalizados en UNE y la Tabla 10.3 las temperaturas de tratamiento y la

dureza de estos mismos aceros en estado de recocido, temple y en su estado normal de

utilización (templeHevenido). Se destaca que la dureza final de casi todos estos

productos es mayor que 60 HRC.

En virtud de las limitaciones que presentan los aceros de la familia anterior, hoy día se

suele recurrir para estos usos a los aceros aleados. La norma UNE diferencia a su vez

tres grupos de aceros, con contenidos variables en elementos como el cromo,

11)

°oMn P S

F

F 5107

F 5113

F 5117

F 5118

F 5123

F 5124

F

F 5127.

F 5128

C 70

C80

C90

C 102

102 V (2)

C 120

120 V (21

120Cr V (21

C 140

140 C, 121

0.65/0.74

0.75/0.84

0.85/0.94

1.10/1.29

1.10/1.29

1.10/1.29

1.30/1 .50

0.35

0.35

0.36

0.36

0.36

0.35

0.35

0.35

0.35

0.35

0.35

0.35

0.35

0.35

0.35

0.35

0.35

0.35

0.35

0.35

0.030

0.030

0.030

0.030

0.030

0.030

0.030

0.030

0.030

-

- 0.10/0.35

- 0.10/0.35

0.10/0.35

-

-

-

-

0.40/0.70

- 0.40/0.70

°e


134

molibdeno, wolframio y vanadio: los aceros resistentes al desgaste, aceros

indeformables y los aceros resistentes al choque (Tabla lOA).

Lo. elementol no citedOl en la

1101 p., ,1 Iflno

l. otrO' y ·

er,

-2Cu,

li bien

no

dal

que

NI

como II..dOl,

como

Iln

en l.

In II

con el

afectl' .Ie

exprlsa,,."te

II norml UNE

les

V

d

ntl conlld"lrín como II

Tabla 10.2

DESIGNACION

1

Du

HB

(1 )

TEMPERATURAS

Oc

H R.

_o

12)

'

M'x¡",.

mm

131141

de

H R.

(51

F

F 5107

F 5113

F 5117

F511B

F

F

F

C 70

e80

C90

C 102

102V

C 120

120V

190

210

210

215

215

215

62

63

5

5

5

5

4

5

4

5

4

4

4

4

3

4

3

-

52·60

66 ·62

60·64

60·64

60·64

60·64

60·84

60·60

F 5127

F 5128 ..

C 140

140Ct ..

220

1

en

Incremlntl!l(

20

5

6 I 4

- 60·64

80·64

12)

(31

durlu" In

plica

I la

5 mm II

ti.

ala .

por 11

r.. .. í" 11 .. hl

16) A título en y reVlnldo

Tabla 10-3

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

diferentes tipos de desgaste pero que, de cualquier manera, está muy relacionada con la

dureza: a mayor dureza, en general, mayor resistencia al desgaste. Una microestructura

muy adecuada desde el punto de vista de la resistencia al desgaste consiste en una

matriz dura reforzada con la presencia de un segundo microconstituyente mucho más

duro, bien disperso en ella. A este respecto, los aceros de herramienta utilizan la

extraordinaria dureza de los carburos. La Tabla 10.5 expone los diferentes tipos de

carburos presentes en los aceros de herramienta (M representa el contenido metálico del

carburo, M = Cr, Mo, V, etc.) y la Figura 10.1 la dureza de estos carburos comparada

11

Nu

A_

F 6230

F 6233

F 6237 102WCrV6

0,96/1,10

1,00/1,16

0,96/1.16

0,15/0,36

0,1010,40

0.10/0,35

0,25/0,46

0,70/1,00

0,16/0.36

1,36/1,66

0,80/1,10

0,40/0,76

-

-

- -

0,10/0,30

- 1,00/1,80

1,00/1,60

- -

F 6220

F 6227

F 6211

F 6212

F 6213

F

96MnCrW6

Xl00c,MoV6

X16OC,MoV12

X2'OC"2

X21OCrW12

X21OCrMoV12

0,90/1,05

0,90/1,05

1,4611,76 1,90/2,20

2.00/2,30

1,90/2,20

0,10/0,40

0,10/0.40

0,10/0,40

0,10/0,40

1,05/1,36

0,35/0,66

0,16/0,46

0,16/0,46

0,16/0,46

0.16/0,46

0,36/0,66

4,50/5,60

11,0/13,0

11,0/13,0

11,0/13,0

11,0/13,0

- 0,90/1,40

0,70/1,00

- -

0,70/1,00

0,06/0,26

0,26/0,46

0,60/0,80

- -

0,20/0,40

- - -

0,8011,10

-

- - - - -

...1

F

F

F

6OWCrSI8

6OSlMoC,8

0,40/0,60

0,6610,65

0.56/0,62

0,80/1,10

0,80/1,10

1,70/2,20

0,15/0,46

0,16/0,46

0,70/1,00

0,90/1,20

0,90/1,20

0,20/0,35

-

0,30/0.60

0,10/0,30

0,10/0,30

0,10/0,30

1,70/2,30

1,70/2.30

-

- - -


135

con la de la martensita (fase matriz de los aceros de herrramienta). Por lo tanto, cuanto

mayor sea la aleación con elementos formadores de carburos (carburfgenos) y mayor

sea el contenido de carbono del acero, se incrementará la fracción de carburos y con ella

su dureza. Las adiciones controladas de cromo, wolframio y vanadio que se recogen en

la Tabla lOA como componentes de la familia de los aceros resistentes al desgaste

responden a este principio. La Tabla 10.6 recoge las temperaturas de tratamiento

térmico, el medio de temple (aceite) y la dureza mínima tras temple y revenido de estos

grados de acero.

(1) Pa

101

en

Izúfr,

d. 0.030

Tabla 10-4

oC carbide

Laltlcelype

Orthorhombic

Hexagonal

Face·cenlered cubic

Face·cenlered cubic

Acarbide oflhe cememile (Fe3C) type. M may be Fe, Mn, Cr, wilh a little W, Mo. V.

Moslly found in Cr a1loy sleels. to dissolulion al higher temperalUres. Hard

and abrasion Found as a producl oftempering high·speed sleels.

Presem in high·Cr sleels and aH high·speed steels, The Cr can be replaced wilh Fe

yield carbides wilh Wand Mo.

AW· or carbide, May conlain moderate amoums of er, V, Ca. Presem in a11

high·speed sleels. EXlremely abrasion resistant.

Hexagonal W· or Mo·rich carbide ofthe

considerable amounl ofCr.

lype. Appears after tempero Can dissolve a

MC Face·cenlered cubic V·rich carbide. Resisls dissolulion. Small amoum ¡hal does dissolve reprecipitales on

secondary hardening.

Tabla 10.5

La segunda familia de aceros para trabajos en frío que se recoge en las Tablas lOA y

10.6 es la de los aceros indeformables. Se trata de unos aceros de muy alto contenido en

carbono y cromo, a los que también se añade, en proporciones menores, otros elementos

formadores de carburos como el wolframio, molibdeno y vanadio. Al ser aceros

bastante más aleados que los del grupo anterior, su templabilidad es mayor (admiten

temple en aceite o incluso al aire).

_.

F

F

F

llIlO

800·

880

180·210

180·210

180'210

80

61

61

F

F 5227 Xl00crMol/6

F 5211 X

F 5212 X210Cr12

F 5213 X21OCrW12

770- 810

970-1010

020

180·210

180·210

180-210

180-210

160-210

160·210

"'o

alr.

80

61

80

61

61

80

F .6WCrSI8

F

F 6OSIMoCr8

880·

670-

160· 210

180·210

160- 210

57


3000

2500

2000

N

o

> 1500

136

e

1000

500

O

2400

2200

2000

1800

1600

c :

1400

1200

1000

800

600

ve

Figura 10.1

Tabla 10.6

Matrix,

high-spead

steel

Malrix.

carben

slael

o


137

El nombre que designa a esta familia de aceros se basa en que apenas sufren

deformación alguna en el tratamiento de temple y revenido, por lo que se trata de unos

aceros muy apropiados para la ejecución de matrices y troqueles con formas complejas

e intrincadas. En el apartado 4.4. se había justificado la aparición de tensiones residuales

motivadas por el aumento de volumen que tenía lugar en la transformación

microestructural típica del temple, mientras que las variaciones volumétricas en el

revenido son más complejas ya que, por un lado, la precipitación de carburos desde la

martensita sobresaturada tiene lugar con contracción y, por otro, la transformación de la

austenita retenida induce una expansión. De este modo, es posible compensar las

variaciones dimensionales de todos estos cambios microestructurales de manera que en

conjunto apenas ocurra alteración dimensional alguna. A modo de ejemplo, la Figura

10.2 presenta la pequeñísima variación dimensional que experimenta a lo largo de las

direcciones longitudinal (L), transversal (W) y normal (T) -RD es la dirección de

deformación previa al tratamiento térmico- un acero indeformable durante el

tratamiento de revenido. Las diferencias que se observan entre las tres direcciones

deben atribuirse a la existencia de segregación y/o la aparición de una determinada

textura de conformado.

0.003

E

0.002

T

w

-

E

c:

c:

al

E

0.001

T

-20

95

205

315

425

540

650

Tempering temperature. oc

Figura 10.2

Tal y como ya se expuso en el apartado 3.3, los altos contenidos en cromo típicos de

estos grados modifican sensiblemente el diagrama de equilibrio hierro-carbono. Las

Figuras 10.3 y 10.4 muestran respectivamente el diagrama hierro-carbono modificado

por la adición de 5% y de 13% de cromo. Ambos diagramas muestran el carácter

alfágeno del cromo (disminuye la región de estabilidad de la austenita a medida que

aumenta el contenido de cromo), así como la existencia de diferentes tipos de carburos

,

I I V y + '(Cr,

I


138

mixtos de hierro y cromo. Por otro lado, si se toma el contenido de carbono de estos

aceros que se expuso en la Tabla lOA, se aprecia que en la austenización previa al

temple, que recomienda la Tabla 10.6 (

no se consigue la austenización

completa sino que se alcanza una región en la que coexiste la austenita con una cierta

fracción de carburos aún no disueltos. Nótese también que, con objeto de conseguir una

dureza tras temple suficiente, es necesario incrementar de manera importante el

contenido en carbono de estos aceros, ya que debido al carácter alfágeno del cromo el

máximo contenido en carbono de la austenita (y consecuentemente el de la martensita)

disminuye considerablemente en relación al que presentaría en los aceros al carbono

(véanse las Figuras 10.3 y lOA).

1535

L+a

1480

1425 \ L+ a + y

A-A 5% Cr

1370

V a+y 1315

1260 L+y -I-L+ (Fe, Cr)3C y+ L -

1205 ..

......

+ (Fe, _

I

1150 '1

1095 Ql

E 1040 Ql

1-

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

1490

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

1480

\\ \

a+y

y

y+ (Cr,

Y+ (Cr,

--

--

980 y+ (Cr, I

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

\ 1470 \ (Cr,

925

870 \

Y+ (Fe, Cr)3C I

(Cr,

1460

1450

I

Fe)23CS

a+y 1-

815 a+y+(Cr, Feh C3 + 1440

\ O 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5

760 1

705 a + (Cr, Fe)7C3

I

O

a+ (Cr,

+ (Fe, Cr)3 C

I I 2

3

I a + (Fe,

I

I I 4

I I

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

11

5

Carbon, %

Figura 10.3

No debe olvidarse por otro lado que cuanto mayor sea la dureza (resistencia al desgaste)

de un acero su tenacidad disminuye y su conformado (forja, mecanizado, etc.) es

también más dificil.

La última familia de aceros para trabajos en frío que se recoge en las Tablas lOA y 10.6

es la de los aceros resistentes al choque, utilizada en la confección de herramientas

utilizadas en minería, perforación de rocas y otras accciones que generen choques

I

/ L+

1\ SecUon s-s 13% Cr

L+y

L

L + (Cr.

/

I

L + + (Cr, Fe)7C3 V )/ + + (Cr,

+ (Cr, 71

X / I y+ (Cr,

I + (Cr, Fe)7C3

(Cr, + (Cr, + (Fe, I I

+ + (Cr, Fe)7C3

\ + (Cr,

I

(Cr, + (Cr, + (Cr,

-, I I I

+ (Cr. + (Fe. -

I I 1


139

repetidos en el curso de su servicio normal. De acuerdo con los datos que recoge la

Tabla 10.4, son los aceros para trabajos en frío que tienen un menor contenido en

carbono (más tenaces).

1535

1480

1425

1370

1315

1260

1205

1150

1095

E

1-

1040

980

925

870

815

760

705

o

2

3

4

Carbon, %

Figura 10.4

Otro efecto de la presencia de elementos de aleación en el diseño de aceros de

herramienta es el de limitar el crecimiento del grano de austenita durante la

austenización previa al temple. Mientras en los aceros de construcción es la presencia de

AIN la que limita este crecimiento, en los aceros de herramienta los carburos actúan de

manera idéntica. A mayor contenido en elementos de aleación carburígenos mayor será

la fracción volumétrica de carburos y más importante será este efecto. De cualquier

manera, al sobrepasar determinadas temperaturas (que dependen de la estabilidad de los

carburos mayoritarios), tiene lugar la coalescencia de los mismos y finalmente su

redisolución en la austenita, momento en el que el efecto afinador de grano desaparece.

La Figura 10.5 muestra el aumento del tamaño de grano con la temperatura de

austenización de diferentes aceros: cuanto más aleado es el acero de herramienta mayor

.1 /

I

¡

I

,/ I

/

/ /

/

¡

/ I 1/

_

1 -

. I

.1 I

! /

//

/ /., . cr

---- -

-


140

es su resistencia al crecimiento de grano. Nótese la presencia de vanadio, utilizado

como afinador de grano, en muchos de estos grados de acero.

Temperatura, oC

900 1000 1100 1200 1300

3

4

5

6

7

8

9

10

1400 1600 1800 2000 2200 2400

°F

Figura 10.5

10.2.1. Acero Hadfield

Recibe este nombre, en recuerdo de su descubridor (Robert Hadfield, 1882), un acero de

herramienta para trabajos en frío que muestra una gran resistencia al desgaste. Se trata

de un acero con una composición típica basada en un contenido en carbono de 1.2% y

12-13% de manganeso, de microestructura austenítica, que combina una alta tenacidad

con una gran capacidad de endurecimiento por deformación que, a su vez, se traduce en

una respuesta muy buena ante acciones de desgaste.

El manganeso es un elemento gammágeno tal que en los contenidos habituales del acero

Hadfield desplaza el punto eutectoide del acero hasta una temperatura de 600°C y un

contenido en carbono en tomo a 0.4%. De acuerdo con la Figura 10.6 al calentar este

acero por encima de lO00°C se obtiene una microestructura completamente austenítica

que, tras enfriamiento brusco (temple en agua), no se modifica, ya que la misma figura

refleja que la temperatura Ms correspondiente a esta composición química es muy

inferior a la temperatura ambiente. Este acero autenítico muestra unas propiedades

mecánicas inusuales caracterizadas por un límite elástico relativamente bajo (en tomo a

350-400 MPa), una elevada resistencia a la tracción (sobre 850 MPa) y un alargamiento

excepcional (por encima del 40%). Como ya se indicó, el acero Hadfield tiene una

capacidad de endurecimiento por deformación en frío tal que permite pasar de una

Capítulo 10, Aceros de herramienta

141

dureza inferior a 2üHRC (tras temple) hasta alcanzar de este modo durezas superiores a

4üHRC (parte de este endurecimiento es debido a la transformación parcial de la

austenita deformada plásticamente en martensita, ya que la deformación plástica

desestabiliza la estructura austenítica). Se utiliza principalmente en la elaboración de

herramientas utilizadas en el movimiento de tierras y la manipulación de rocas

minerales (quebrantadoras, placas de revestimiento de molinos, palas, dientes, etc.);

también se utiliza en la elaboración de cruzamientos de vía, especialmente cuando

durante el servicio, estos elementos se ven sometidos a fuertes impactos.

11

1000

-

900

Austenite

+ carbide

800

700 0.6

0.8

1,0

1.2

1.4

Carbon, %

24

o

+ E at room temperature

+ martensite + E at 195 · yat-195°C

20 + martensite aboye -195

\ .

· ··

Standard austenitic manganese steels

·

8

4

2.0

Carbon contento %

Figura 10.6

Esta familia de aceros austeníticos muestran también una respuesta muy particular ante

cualquier calentamiento que pudiera tener lugar tras el temple ya que, de acuerdo con la

Figura 10.6, se produciría la precitación de carburos y el acero se fragilizaría de manera

notable. Como regla general estos aceros no deben calentarse nunca por encima de


142

260°C (véase la Figura 10.7 correspondiente al acero 1.2%C-13%Mn-0.5%Si, que ha

sido previamente austenizado a 1095°C durante 2 horas y templado en agua). Por otro

lado el empleo de un enfriamiento lento tras la solubilización por encima de lO00°C

daría lugar a una microestructura perlítica (en lugar de austenítica), más blanda y

tambén menos tenaz.

500

o

.i

400

E

300

a:

10 100 1000 10000

Time at temperature, h

Figura 10.7

10.3. Aceros para trabajos en caliente

Los aceros para trabajos en caliente son los de menor contenido en carbono de la familia

de aceros de herramienta, dado que al trabajar sobre materiales calientes (y por lo tanto,

blandos) no se les exige una dureza tan alta como a los del grupo anterior. Por otro lado,

son siempre aceros bastante aleados con el propósito de evitar el rápido descenso de

dureza y resistencia que tiene lugar en el calentamiento de los aceros (véase Figura

6.1). Bajo este aspecto, los elementos carburígenos son los más eficaces debido a la

estabilidad y dureza de los carburos metálicos.

La norma española divide los aceros de esta familia en tres grupos: aceros resistentes a

los choques mecánicos, aceros resistentes a los choques térmicos y aceros resistentes al

desgaste a temperatura elevada. La Tabla 10.7 muestra las composiciones químicas y

los datos tecnológicos de todos estos grados de acero.

El subgrupo de aceros resistentes a los choques mecánicos está constituído por aceros

de baja aleación (porcentaje de aleantes -Cr, Ni, Mo, V-inferior al 5%). Son los aceros

más baratos y menos resistentes térmicamente pero también los más tenaces de la

familia, ya que al estar menos aleados también tienen fracciones menores de carburos

frágiles. Se suelen utilizar en aquellos trabajos en los que la temperatura de la

herramienta no sobrepasa los 400°C.

Los aceros resistentes al choque térmico son aquellos que por el hecho de tener que

resistir bruscos cambios de temperatura tienen su composición química ajustada con el

. ··

Modio d. Our... HRC ll)

Simb6U d.

F 5303

F 5305

F 5307

35CrMo7

4ONICrMoV15

55NICrMoV7

210

270

240

810· 850

830· 870

830· 870

400·600

400·600

400·600

28· 37

30·45

30·45

F 6307

F5317

F 5318

X37CrMoV5

X4OCrMoV5

230

240

240

1020· 1 060

1000·1040

1000·1040

550·700

550·660

500 ·650

o

o alr.

o

39· 52

39· 52

39· 52

F5323 1150·1 lOO 550·700 1... o 39·52


143

fin de minimizar los cambios volumétricos asociados a los mismos y minimizar de este

modo los riesgos de agrietamiento en servicio. Por otro lado su bajo contenido en

carbono garantiza una tenacidad suficiente para que no se produzca su rotura ante

solicitaciones térmicas importantes. Se trata de aceros muy empleados en la fabricación

de martillos para forja, matrices de estampación, cizallas para corte en caliente, etc.

O"',n · · lón

··

Qu{ml

F

F

F 6307

F 5313

F5317

F 5318

4ONICrMoV15

55NiCrMoV7

3OCrMoV12

X4OCrMoV5

0.40/0.60

0.35/0.45

0.60/0.60

0.32/0.42

0.35/0.45

0.30/0.80

0.10/0.40

0.10/0.40

0.10/0.40

0.90/1.20

0.50/1.60

0.65/0.96

0.15/0.45

0.25/0.55

1.70/2.00

0.95/1.25

2.50/3.50

4.50/5.50

4.60/5.60

0.40/0.60

0.30/0.60

2.60/3.00

1.20/1.70

1.20/1.70

- 0,30/0.60

-

- - -

3.60/4.10

- -

.1

F5323 0.15/0.45 2.50/3.50 0.30/0.50 8.60/9.60 -

111 10001101 contenido f6doro y .zúfr. di

111 Dur.z..

V

Tabla 10.7

presencia de contenidos importantes de cromo y molibdeno, junto con vanadio

posibilita su utilización hasta unos 600°C con una pérdida mínima de propiedades

mecánicas. Los grados más aleados son aceros de temple al aire, que se revienen a

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

de ser aceros de temple al aire, a veces requieren el uso de medios de enfrimiento más

severos (aceite o sales) con el fín de disminuir la cantidad de austenita retenida tras el

temple.

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

isoterma de un acero de esta clase, H13 (similar al F-5318). Nótese la clara separación

entre las curvas perlfticas y bainíticas de este acero y la existencia de una curva

discontinua que indica el inicio de la formación de una fase proeutectoide, consistente

en un carburo rico en vanadio que también contiene cantidades no despreciables de

molibdeno y cromo.

, , 1

.. /

. .. Type H13

- Austenilizing temperature, 1010 oc

Critical temp. (Acll. 850°C - Prior condition, annealed

.. ' .. .

. .

11

Ms

..

10%

1 I 50%

I I 95%

20% ..'

40%

80%

Vinual ending

Seconds Minutes I Hours


815

760

705

650

595

540

480

425

370

E

315

260

205

150

95

1 1.52 3456 61015203045601.52 3456 61015203045601.52 3456 6101520304560

Time

Figura 10.8

144

La última composición química que se presenta en la Tabla

caracterizada

principalmente por unos contenidos elevados en wolframio y cromo, corresponde a un

acero que manifiesta una excelente resistencia al desgaste a temperatura elevada. Nótese

la alta temperatura de austenización previa al temple de este acero, cercana a 1200°C,

(véase de nuevo la Tabla 10.7). La Figura 10.9 muestra el corte isotermo a 1200°C del

diagrama ternario Fe-W-C y la situación de algunos aceros de este grupo. El acero F

5323 que se corresponde con el denominado H21 en esta figura mostraría una

microestructura totalmente austenítica a la temperatura de temple. Por otro lado, la

Figura 10.10 presenta las curvas de transformación isoterma de este mismo acero,

caracterizado por la facil formación de un carburo proeutectoide tipo M6C (Fe4W2C,

Fe3 W3C), su alta templabilidad y una alta temperatura Ms (y consecuentemente baja

proporción de austenita retenida en el temple), en virtud del bajo contenido en carbono

del acero.

10.4. Aceros de corte rápido

Esta familia de aceros de herramienta se utilizan en la fabricación de elementos de corte

de tornos, fresas, etc. para garantizar un servicio eficiente bajo altas velocidades de

corte. La problemática asociada al uso de altas velocidades de corte reside en el fuerte

calentamiento local que sufre el filo de la herramienta a consecuencia de la

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

.

1- Type H21

Austenllizing temperature, 1150 oc II

' .. .

.

1\

9HRC

" " . .

-- -.

M s

15%

80%

I I 95%

40%

95% 50.5 HRC

49 HRC Virtual endlng

100%

I

Seconds I

Minutes Hours


145

acero y el rendimiento de la operación caería. Para evitar este problema se utilizan

aceros con una elevada proporción de elementos carburígenos que, aprovechando el

fenómeno de dureza secundaria (apartado 6.4), mantienen íntegras sus propiedades

mecánicas hasta esta gama de temperaturas. La Tabla 10.8 presenta las composiciones

químicas y los datos tecnológicos de los aceros rápidos normalizados en UNE,

clasificados en tres familias: aceros rápidos al wolframio, al molibdeno y al molibdeno-

cobalto. 40

0.4

0.8

1.2

1.6

%

Figura 10.9

1095

980

870

760

650

540

E

1- 425

315

205

95

11.52345681015203045601.52345681015203045601.52 34568101520304560

Time

Figura 10.10

Los aceros rápidos al wolframio son los más clásicos. Los aceros al molibdeno surgen al

sustituir aproximadamente dos partes de wolframio por una de molibdeno sin apeans

variación en las propiedades del acero. Finalmente, los aceros rápidos al cobalto, que

son los de mejor rendimiento, contienen cantidades importantes de este elemento, que a

DESIGNACION

oon

AISI

pldol .1

F·5563

0.1310,83

0,16/0,85

0,1610,86

1,20/1,36

1,40/1,66

3,50/4,60

3,6014,50

3,60/4,50

3,60/4,60

3.80/4,80

11.20/18.10

11,20/18,10

11,20118.10

9.00/10.50

11.50/13.00

- 0,6010,80

1.00 121

3.2013,90

0,10/1,00

0,80/1,20

1,10/1,60

1.30/1,80

3.00/3.60

4,1616,65

6,30

9,50/10,50

9,50110,60

4.10/ 6.20

TI

T4

T6

- T 16

r¡pldo · ·1mollbdlno

F·5606

2·g.2

0,82/0,92

1,15/1,30

0,95/1,05

3,5014,60

3.60/4,50

3,50/4.50

6,10/6,10

5,10/6,10

1,50/2,10

4,6015,30

4,60/5,30

8,20/9,20

1,10/2,20

2.1013,20

1,50/2.20

- -

M2

M3

M1

"pidos II

F·5611

F·5613

F·5611

2·g.2·8

2·1().1·8

0,85/0,96

0,85/0,95

1,05/1 ,50

1,051\,20

3,50/4,60

3,60/4,50

3,50/4.50

3,50/4,50

1,10/2,20

5.10/6,10

6,40/1,40

1.30/1,80

8,00/ 9,00

4.10/ 5,40

3,50/ 4.20

9,00/10.00

1,1512,06

1,10/2.20

1,10/2.20

0,90/1.40

1.16/8,16

4,10/5.20

4,50/5.30

1,50/8,50

M34

M 35

M 41

M 42

... todos 101 101 imol SI, P y S serin 0.40 0,030 y O.OJO

21 Opcion.l.

DE810NACION Dunu ·

HB

Oc

limpio

Dur. .

mln.1f

t

d.

_,"ido HRC

. .OI

F·5520

F·5530 1 O

210

290

290

290 280

1280-1300

1280-1300

1280-1300

1210 -1250

1220-1280

550 - 580

550 - 580

650 - 580

- 570

- 610

lCel,e

teelte

1e.1I.

le.lte

1e.1t.

63

63

64

65

66

T 1

T 4

T 5

T15

· · 1molibdeno

F·5601 2·g.2

290

290

280

1190-1230

1200-1240

1 180 1 220

530-560

540 610

- 610

lCelt.

le,ite

63

64

M 2

M 3

M 1

F·5613 2·g.2·8

2·\().1·8

210

290 260

260

1180-1280

1200- 1 240

\180-1220

\ 180 1 220

540 - 610

- 610

640 - 510

620 660

Icelte

Icelte

le.lte

63

64 65

66

M 36

M41

M 42


146

diferencia del resto de los aleantes presentes en estos aceros no forma carburos sino que

aparece en solución sólida en la austenita y en la martensita, mejorando la dureza y la

resistencia en caliente de estos constituyentes. La Figura 10.11 da cuenta de la variación

de la dureza en caliente con la temperatura de aceros rápidos con diferente contenido en

cobalto.

Tabla 10.8

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

diferentes grados de aceros de herramienta. La curva denominada "clase 1" corresponde

a un acero al carbono o de baja aleación y da cuenta del progresivo ablandamiento que

normalmente tiene lugar en el curso del revenido (véase capítulo 6). La clase 2

corresponde a un acero para trabajos en frío de media o alta aleación; en este caso el

mayor contenido en aleantes ha retrasado el ablandamiento del acero hasta temperaturas

más altas. La clase 3 representa un acero rápido (con alto carbono y muy aleado) y da

cuenta del fenómeno de dureza secundaria típico de los mismos. Con esta familia de

c:

--....

... . .

....·

....· .·


147

aceros no solo se consigue retrasar el ablandamiento, sino que tras un revenido a alta

temperatura se obtiene una dureza similar a la de temple. Por último la clase 4

representa a los aceros aleados para trabajos en caliente, que también exhiben

endurecimiento secundario en el revenido, pero en virtud de su inferior contenido en

carbono, su dureza es claramente inferior a la de los aceros rápidos en todo el rango

térmico. En la misma figura se presenta también la evolución de la dureza en el

tratamiento de revenido del acero TI (equivalente al F-5520): la dureza de este acero

apenas varía hasta temperaturas próximas a 600°C en virtud de la precipitación de

grandes cantidades de carburos aleados que tiene lugar en el curso del revenido.

600

400

al

200

o

o T1

T4

· T5

o T6

%Co

o 5.0

6.7

12.0

540 650

Testing temperature,

Figura 10.11

oc 760

__

1

".

... ...

......

Class 2

. ..,

\

,\

\ \

\ \

Class 4 ···· ._.-.-........ \ \

Q) ........ "

....

"" \

",

.··.....·

.... '

'.

Tempering temperature

Tempering parameter, T(c + log t)

Figura 10.12

/

2

1--

\ \

\\

'Type T1 (0.70% Cl

No. Quench lemp., oC -1

1205

2 1260

- 3 1315

I I I I I

1\\\

\' \


68

64

60

148

c:

56

52

48

AQ

95

205

315

425

540

650

Tempering temperature, oC

Figura 10.12

La Figura 10.13 presenta el diagrama de equilibrio más representativo de la familia de

aceros al wolframio. Representa la sección vertical del diagrama cuaternario Fe-W-Cr-C

para contenidos respectivos de wolframio y cromo de 18 y 4%. Esta figura muestra

también, por un lado, el rango normal de contenido en carbono de estos grados y, por

otro, el rango habitual de temperaturas de austenización empladas industrialmente. En el

enfriamiento de estos aceros desde el estado líquido se forma, en primer lugar, ferrita

(a), luego austenita (y) y la solidificación termina por reacción eutéctica dando ferrita,

austenita y carburos aleados. Al continuar el enfriamiento en fase sólida desaparece la

ferrita y queda una microestructura de austenita y carburos M6C, siendo M,

wolframio y molibdeno). Además, el vanadio aparece como VC. Debe remarcarse que

de acuerdo con la Tabla 10.8 los aceros con mayor contenido en vanadio (F-5553, F-

5563) tienen también un contenido en carbono superior al resto, ya que debido a la gran

afinidad del vanadio por el carbono, de otra manera la austenita quedaría con un

contenido en carbono bajo y daría lugar a una martensita demasiado blanda. La

presencia del constituyente laminar eutéctico (fase matriz) rico en carburos fragiliza

notablemente la aleación de manera que, con el propósito de mejorar sus propiedades

mecánicas, estos aceros son fOljados en caliente con el propósito principal de dispersar

y globulizar los carburos eutécticos.


1600

1200

a. E

1000

800

I

1085 oc

149

60 0

o

0.4

0.8

1.2

1.6

2.0

Carbon, %

Kuo modlllcalion (Rel 3. 4)

Goldschmldl modiflcallon (Rel 5)

/////// Normal heallrealmenl range

Normal composition range

Figura 10.13

La Figura 10.14 expone las curvas de transformación isoterma del acero TI (equivalente

al F-5520, temperatura de austenización: 1290°C), y muestra la alta templabilidad de

estos aceros, que permite utilizar con ellos el temple al aire. Sin embargo suele utilizarse

un medio refrigerante más severo (aceite) para disminuir la cantidad de austenita

retenida en el temple (la misma figura muestra que a temperatura ambiente quedaría

todavía sobre un 20% de austenita residual y que por mucho que disminuyeramos la

temperatura, temple subcero, nunca lograríamos transformar completamente la

austenita) y también para disminuir la precipitación de carburos proeutectoides (linea

discontinua del diagrama). Sobre la Figura 10.12 también se puede apreciar que la

dureza inmediatamente después del temple y también tras temple y revenido depende de

la temperatura de austenización previa: al aumentar la temperatura de austenización, los

carburos primarios se redisuelven más en la austenita y entra más carbono en solución

sólida en esta fase, de manera que la dureza de la martensita también aumenta. Por

ejemplo, la Figura 10.15 muestra la variación del porcentaje de carburos en función de

la temperatura de austenización de un acero rápido (T2) y de un acero para trabajo en

W


150

frío (W1), sobre la que se señala al mismo tiempo el rango habitual de temperaturas de

austenización y el porcentaje final de carburos en la microestructura de temple.

76o

,

650

54o

425

Proeutectoid

0% 10% 20%

(

::

100%

90%

70%

50% 30%

E

315

205

(

60%

40%

50%

95

-20

-130

No futher

60%

70%

80%

85%

90%

92%

-240

I I

0.01 0.1 1.0 10 100

Time. h

Figura 10.14

Temperatura, oC

900 1000 1100 1200 1300

36

34

Type AISI

110 Wl

611 T2

%0 Si % Mn

1.27 0.20 0.36 0.82 - -

% % - -

17.92 0.40

er

0.19 0.03 4.23 2.02

I

32

31

28

26

24

o >

22

20

18

Type 611

high slsel

e 16

14

\

12

10

8

\

\

.;

Usual austenillzing ranga

1'1 I 1

Typa plain carbon slsel

6

4

2

O

','

.

1200 1400 1600 1800 2000 2200 2400

annaalad

Austenitlzing temperature, 'F

Figura 10.15


151

Después del temple de estos aceros se obtiene una microestructura formada por una

proporción importante de carburos primarios

martensita

yaustenita

retenida

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

con unas fuertes tensiones internas y son dimensionalmente ihestables.

El tratamiento de revenido de los aceros rápidos, que se realiza entre 540 y 580°C, tiene

la misión de aliviar las tensiones internas, reducir la fragilidad y estabilizar

microestructuralmente el acero sin apenas disminuir su extraordinaria dureza, para lo

que se aprovecha el fenómeno de dureza secundaria (Figura 10.12). En el curso del

calentamiento de revenido ocurre la precipitación de carburos desde la austenita

sobresaturada y esta austenita de menor contenido en carbono y con menos aleantes

(mayor temperatura M s) se transforma total o parcialmente en martensi ta en el

enfriamiento subsiguiente. La precipitación en el revenido que origina el fenómeno de

dureza secundaria depende tanto de la temperatura y tiempo de austenización previos al

temple, que determinan la sobresaturación de la martensita, como de la temperatura y

tiempo de revenido. Así, la Tabla 10.9 muestra la variación del contenido de austenita

retenida de un acero rápido al molibdeno (M2), templado desde 1220°C, con el tiempo

de revenido a 565°C: se observa la disminución del contenido de austenita retenida y el

aumento de la dureza del acero al incrementar el tiempo de duración del primer y

segundo revenido.

TolIl Umllt 1050 °F "1,

IIIrdn.... e e "l.

...,

e

2 min ....... 37 60.8

6 min .......32 62.8 32 62.4 15 min .......25 30 min .......19

1 h ..........15

2V2 h ........10 5 h .......... 9

10 h .......... 8

64.1 64.9 66.0

66.3 66.1

66.0

19 10

4 2 1

o

65.1 65.8

66.2 65.8 65.1

64.6

19

9 2

o o o

65.1

65.8 66.4 65.7

65.2

64.0

Tabla 10.9

De cualquier manera, la misma tabla refleja que tras un primer revenido no ha sido

posible eliminar completamente la austenita retenida del acero a pesar de haber utilizado

largos tiempos de mantenimiento (hasta 10 horas), lo que sin embargo ya se logra al

realizar un segundo tratamiento de revenido durante 10 horas a la misma temperatura.

En estos casos es preciso finalmente realizar un tercer revenido con el propósito de

revenir y eliminar las tensiones residuales de la martensita originada en el enfrimiento


152

del revenido anterior. De acuerdo con los datos de la Tabla 10.9 después de tres

revenidos a 565°C con una duración de 2.5 horas cada uno, se logra eliminar por

completo la austenita retenida y al mismo tiempo se obtiene una dureza final de 65.7

HRC. La repetición del tratamiento de revenido dos y tres veces es práctica habitual en

el tratamiento térmico de estos aceros.

Capítulo 11. Aceros inoxidables

153

11. ACEROS INOXIDABLES

11.1. Introducción

Los aceros que se han descrito en los capítulos anteriores tienen un mal comportamiento

frente a la corrosión, no solo en presencia de medios muy agresivos sino incluso ante

ambientes no especialmente activos como es por ejemplo la atmósfera normal. Se

denominan entonces aceros inoxidables a un gran e importante grupo de aceros cuya

característica más representativa es la de mostrar un excelente comportamiento ante la

corrosión atmosférica y ante la acción de otros medios bastantes más agresivos. La

resistencia a la corrosión de los aceros inoxidables se basa en la adición de cromo en un

porcentaje superior al 12%. El cromo es un elemento químico que tiene una gran

afinidad por el oxígeno, de manera que cuando un acero alto en cromo se pone en

contacto con un medio oxidante, este elemento se oxida preferentemente, se forma una

capa superficial muy fina (10-30 Á) de óxido de cromo (Cr20 3), impermeable e

invisible, que pasiva al acero y detiene inmediatamente el proceso 9orrosivo. La Figura

11.1 cuantifica la penetración de la oxidación al cabo de 8 años de exposición de

aleaciones de hierro con diferentes contenidos en cromo en distintos ambientes

atmosféricos: rural, industrial y marino. Se destaca el hecho de que la corrosión del

acero en ambientes rurales e industriales desaparece a partir de aproximadamente 12%

de cromo, mientras que para contenidos en cromo mayores de 15% la corrosión también

se detiene en contacto con atmósferas marinas. Los datos correspondientes por ejemplo

a un 10% de cromo permiten diferenciar la agresividad de las atmósferas citadas.

Dado que todos los aceros inoxidables contienen cantidades de cromo por encima del

12%, vamos a comenzar por presentar en la Figura 11.2 el diagrama de equilibrio Fe-Cr.

El cromo es un elemento alfágeno, de tal manera que al incrementar el contenido de

cromo del acero se reduce el dominio de estabilidad del hierro y y a partir de

aproximadamente 13% de cromo, la ferrita es la única fase estable desde la

solidificación de la aleación hasta temperatura ambiente. La adición de cromo al hierro

crea un zona restringida en la que es estable el hierro y (bucle y), que lógicamente en los

aceros tendrá una extensión mayor o menor en función del contenido en elementos

intersticiales, carbono y nitrógeno (recuérdese que ambos son gammágenos). La Figura

11.3 muestra la situación de la linea que delimita las zonas (y+a)/a para diferentes

contenidos de intersticiales. Estos diagramas nos permiten ya diferenciar las importantes

o

I

Severe marine

1\ -

o Se1mirural

, , , ,

1 I

·.. - -

--


1.54

familias de aceros inoxidables martensíticos y ferríticos. Los aceros inoxidables

martensíticos son aquellos que pueden ser calentados hasta el dominio y y después, tras

un enfriamiento brusco (temple), se podría obtener una microestructura totalmente

martensítica (0.11 %C-0.020/0N-150/0Cr, por ejemplo). Por el contrario, si el contenido de

cromo es superior al anterior o el de intersticiales inferior, la ferrita es la única fase

estable en todo el rango de temperaturas y el acero inoxidable será ferrítico (0.11 %C-

0.020/0N-250/0Cr, 0.0040/0-0.OO20/0N-150/0Cr, por poner dos ejemplos relacionados con el

anterior).

175

150

E

125

100

125

.. 75

50

25

50

25

o

O

10

15

20

25

30

O

O

10

15

20

25

30

Chromium content,

Figura 11.1

Chromium content,

Chromium content,

oC

1800 20 30

I

40 50 60 70

I

80 90

L

1600

" oC, 21%

1400

(a-Fe,Cr)

1200

Q l

E Q l

(y-Fe) 7

1000 oC

800

77 OoC '" .". Curie/ ·.

600

400

...

821 oC, 46%

...... \ I 475 oC

....

Fe 20 30 40 50 60 70 80 90 Cr

Chromium content,

Figura 11.2

I

o


155

a: :

a: :

1200

1100

1000

900

800 o

15

20

25

o

5

15

20

25

CHROMIUM,

Figura 11.3

La tercera familia importante de aceros inoxidables son los de microestructura

austenítica. Estos aceros se caracterizan por una adición importante de niquel, que es un

elemento gammágeno, cuyo efecto es contrario al del cromo, es decir, la adición de

niquel aumenta el rango térmico de estabilidad de la austenita. El diagrama de equilibrio

Fe-Ni se muestra en la Figura 11.4: las aleaciones de hierro con contenidos en níquel

superiores al 30% son totamente austeníticas a temperatura ambiente ya que la

transformación de la austenita en ferrita es muy lenta a temperaturas inferiores a SOO°C

(linea discontinua en el diagrama) . Sin embargo, la presencia de cromo retarda aún más

esta transformación, de modo que una aleación con 18% de cromo y 8% de níquel es

totalmente austenítica desde temperatura ambiente hasta la temperatura de fusión.

oc

15 50

1500

1455"

1450

1400

!

800

770·

-

....

,

I

"

I

,

,

,I

i

700

600

..-/-.

5

o la·Fe)

I

I

,

l·,

400

.

I

Weight Percentage Nickel

Figura 11.4

80 90 Ni

,I


CHAOMIUM, %

1.56

30 20 10 O 40 30 20 10 O 30 20 10 O 20 O O

60% Fe 70% Fe 80% Fe 90% Fe

a+y

y

y

y

,

,

600

500

400

300

200

100

1

I I I I I I I I

I

1 I

\

, a+y

\

\

\ \

\

\ \

\ \

\

\

I ,a+y I

\

\ \

\ \ \ \ \

\

O 10 20 30 40 50 O 10 20 30 40 O 10 20 30 O 10 20 O 10

NICKEL, %

Figura 11.5

Las diferentes familias de aceros inoxidables se pueden visualizar conjuntamente en el

bien conocido diagrama de Schaeffler, Figura 11.6 (su validez se limita a las

operaciones de soldeo), que representa la microestructura estable en función de la

composición química del acero, expresada a través de los equivalentes en cromo y en

niquel, definidos en los ejes de la figura. Obsérvese que los principales elementos

estabilizadores de la ferrita son, aparte del cromo, el molibdeno, silicio y niobio,

mientras que los estabilizadores de la austenita son, aparte del niquel, el manganeso,

carbono (y nitrógeno).

28

26

1

AUIleni'e

V

.

. +

22

20

18

16

A+M

V

V V

..

V

·

.! o

10

8

I

I \

Marlenlile

I

V A+F I

u

'6

00

\ F\ +

6

V

le

20

Fe"il.

Ch,amium Equivalen!

Figura 11.6


157

11.2. Aceros inoxidables martensíticos

La familia de aceros inoxidables martensíticos está constituída por unos aceros

susceptibles de endurecimiento por tratamiento térmico (temple). La Tabla 11.1

presenta las composiciones químicas y las propiedades mecánicas fundamentales de los

diferentes aceros de esta familia normalizados en AISI. Tomemos como base el acero

410 por ser el más característico de la serie. La Figura 11.7, que muestra el diagrama de

equilibrio hierro-carbono modificado con un 13% de cromo, permite ver que al calentar

la aleación con 0.15-0.20% de carbono en torno a los 1()()()OC se obtiene una estructura

totalmente austenítica, que puede ser templada para su transformación en martensita, tal

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

transformación isoterma del acero 410 austenizado a 980°C. Todos estos aceros tienen

una alta templabilidad de manera que admiten el temple en aceite o incluso al aire.

Resulta de este modo una dureza en torno a 40 HRC. Estos grados se utilizan como

aceros de cuchillería.

Yield

Tensile

Elongalion

AISI strength. slrenglh. in 50 mm

lype Nominal composilion(a), Condilion MPa (ksi) MPa (ksi) (2 in.),

403

11.5-13.0 Cr, 0.15 C, 1.0 Mn,

Annealed

275

(40)

515

(75)

30

0.5 Si, 0.04 P, 0.03 S Quenched and

Cold worked

tempered 415-1035

415-690

(60-150) 620-1310

(60-100) 515-795

(90-190)

(75-115)

30-15

25-15

410 11.5-13.5 Cr, 0.15 C, \,0 Mn, Annealed 275 (40) 515 (75) 30

1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S Quenched and

Cold worked

tempered 415-1035

415-690

(60-150) 620-1310

(60-100) 515-795

(90-190)

(75-115)

30-15

25-15

414 11.5-13.5 Cr, 1.25-2.50 Ni, 0.15 C, Annealed 690 (100) 825 (120) 20

\,0 Mn, \,0 Si, 0.04 P, 0.03 S Quenched and

Cold worked

tempered 725-1035

760-895

(105-150) 825-1380

(110-130) 825-965

(120-200)

( 120-140)

20-15

15-10

416(b) 12.0-14.0 Cr, 0.15 C, 1.25 Mn, Annealed 275 (40) 515 (75) 30

1.0 Si, 0.06 P, 0.15 S min,

0.6 Mo (optional)

Quenched and

Cold worked

tempered 415-1035

415-690

(60-150) 620-1310

(60-100) 515-795

(90-190)

(75-115)

25-10

20-10

416Se 12.0-14.0 Cr, 0.15 C, 1.25 Mn,

1.0 Si, 0.06 P, 0.06 S, 0.15 Se min

420 12.0-14.0 Cr, 0.15 C min, 1.0 Mn, Annealed 345 (50) 655 (95) 25

420F

\,0 Si, 0.04 P, 0.03 S

12.0-14.0 Cr, 0.15 C min, 1.25 Mn,

Quenched and tempered

Cold worked

550-1380 (80-200) 760-1655 (110-240)

550-690 (80-100) 690-825 (100-120)

25-5

20-15

1.0 Si, 0.06 P, 0.15 S min

422 11.0-13.0 Cr, 0.20-0.25 C, 1.0 Mn,

0.75 Si, 0.5-1.0 Ni, 0.75-1.25 Mo,

0.15-0.30 V, 0.75-1.25 W

431 15.0-17.0 Cr, 1.25-2.50 Ni, 0.20 C, Annealed 690 (lOO) 860 (125) 20

1.0 Mn, 1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S Quenched and

Cold worked

tempered 690-1240

760-965

(100-180)

(110-140)

965-1515

895-1035

(140-220)

(130-150)

20-10

15-10

440A 16.0-18.0 Cr, 0.60-0.75 C, 1.0 Mn, Annealed 415 (60) 725 (105) 20

1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S, 0.75 Mo Quenched and tempered 550-1655 (80-240) 825-1790 (120-260) 10-2

440B 16.0-18.0 Cr, 0.75-0.95 C, \,0 Mn, Annealed 450 (65) 760 (110) 15


440C 16.0-18.0 Cr, 0.95-1.20 C, 1.0 Mn, Annealed 480 (70) 795 (115) lO


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

Tabla 11.1

Se.

A A+F

Approximate

F+C

- - - -

A

1- --- M.- 1 - - - --

--

1h-

- 1

day week


158

1600

13% Cr

L

1600

17%Cr

L

1400

·· 1200

L+y 1200

L+y

L + y + C2

1-

1000

800

E 1000

a+ C,

a + C, + C2

a+C,

600 __ __ __ __ 600 __ __ __ __ __

O 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 O 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

Carbon content,

900

(1650)

800

(1470)

700

(1290)

600

(1110)

Figura 11.7

Carbon content,

75 HRS

81 HRS

87

90 HRB

· 500

(930)

400

(750)

300 (570)

200

(390)

100

(210)

O

(30)

45 HRC

(0.5) 1 10 100

Time, s

Figura 11.8

El segundo gráfico de la Figura 11.7 corresponde al diagrama hierro-carbono

modificado por la adición de un 17% de cromo. En este caso, en virtud del superior

contenido de cromo (alfágeno) es necesario aumentar el contenido de carbono

(gammágeno) por encima de 0.4% para lograr austenizar completamente el acero. La

familia de aceros 440 responde a esta formulación, y permite obtener productos mucho

más duros (recuérdese que la dureza de la martensita depende casi exlusivamemente de

su contenido en carbono): se logran durezas superiores a 60 HRC en la estructura de

temple. Las aplicaciones más importantes de los grados 440 incluyen la fabricación de

material quirúrgico, instrumental dental, muelles válvulas, etc. La Tabla 11.1 expone las


159

las distintas propiedades mecánicas que se pueden obtener con estos aceros en

diferentes estados: recocido, recocido+deformación en frío y temple+revenido.

El grado 416 es similar al 410 con la salvedad de incorporar unas pequeñas adiciones de

azufre o selenio con el propósito de mejorar su maquinabilidad (apartado 9.2.2),

mientras que los grados 414 y 431 incorporan en torno a 2% de niquel con objeto de

aumentar su templabilidad. Por otro lado, se añade molibdeno al grado 422 para mejorar

la resistencia a la corrosión. Este último acero se emplea en aplicaciones a alta

temperatura en turbinas de vapor y de gas.

La Figura 11.9 muestra la variación de las propiedades mecánicas fundamentales de un

acero inoxidable 410 templado en aceite desde 1010°e con la temperatura de revenido.

Se observa que el acero mantiene su dureza y resistencia hasta unos 450°C, y que luego

ya caen claramente para temperaturas mayores. Esta misma figura revela la existencia

de una fragilización en el revenido en el rango 425-550°C, que se manifiesta

nítidamente en los resultados de los ensayos de impacto.

600

Brinell herdne.1

500

400

300 ,

200 I ! I Range 1 Range 2 Range 3 Range 4

200 (13BO)

160 (1 105)

120

(B30)

BO

(550)

40

(275)

60

40

20

,_

Hardness

I

I

o 120

BO

(110)

40

(55)

I

!

:

I

o o

(-15)

400

(205)

Boo

(425)

1200

(650)

As

Tempering temperature. F (C)

Figura 11.9

Quenched Reheating temperature, F (C)


160

La misma Figura 11.9 muestra la variación típica de la dureza, tenacidad y resistencia a

la corrosión de esta familia de aceros con la temperatura de revenido. Aunque la

variación de la velocidad de corrosión difiere sustancialmente en los diferentes medios

agresivos, salvo algunas excepciones, ésta es la tendencia general. La resistencia a la

corrosión es máxima en estado de temple y tras un revenido de alivio de tensiones, que

deja a estos aceros con su dureza y resistencia máximas, para descender claramente en

los revenidos realizados a las temperaturas más altas, ya que en el curso del tratamiento

de revenido, especialmente en el caso de los grados con mayor contenido en cromo y

carbono, precipitan cantidades importantes de carburos ricos en cromo, la fase matriz

que los rodea queda empobrecida en cromo y, consecuentemente, la resistencia a la

corrosión del acero se deteriora significativamente.

11.3. Aceros inoxidables ferríticos

Los aceros inoxidables ferríticos tienen esta estructura en todo el rango térmico de

manera que no pueden ser endurecidos por tratamiento térmico como ocurría con los

aceros de la familia anterior. La Tabla 11.2 presenta la composición química y las

propiedades mecánicas fundamentales de una serie de aceros ferríticos normalizados en

AISI. En general todos ellos muestran una buena ductilidad y solo pueden ser

endurecidos por deformación plástica en frío pero con la desventaja, en relación a los

aceros austeníticos que se estudiarán en el apartado siguiente, de presentar una tasa de

endurecimiento claramente inferior a la de aquellos y una pérdida de ductilidad mucho

más significativa. Por otro lado, la resistencia a la corrosión de los aceros ferríticos es

muy buena y directamente proporcional a su contenido en cromo: los aceros con 17% de

cromo (430, 434 Y 436) tienen, en general, una excelente resistencia a la corrosión, de

modo que se utilizan en la fabricación de utensilios domésticos y de cocina, mientras

que los grados de mayor contenido en cromo (442, 446) son ya aceros refractarios, que

se utilizan en servicios a alta temperatura en virtud de su gran resistencia a la oxidación.

Otra propiedad de gran interés práctico de la familia de los aceros ferríticos es su buena

resistencia a la corrosión bajo tensión en contacto con medios que contienen cloruros.

El acero ferrítico más conocido es el 430. El diagrama de equilibrio que se presentó en

la Figura 11.7, correspondiente al 17% de cromo, nos indica que este acero no es

totalmente ferrítico a cualquier temperatura, sino que a alta temperatura aparece

austenita y a las temperaturas inferiores la microestructrura estable es una mezcla de

ferrita y carburos.


161

AISI type

Nominal composilion(a),

Condilion

Yield

slrenglh,

MPa (ksi)

Tensile

slrenglh,

MPa (ksi)

Elongalion

in 50 mm

(2 in.),

405 ..... 11.5-14.5 Cr, 0.08 C, 1.0 Mn,

1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S,

Annealed

Cold worked

275 (40)

415-825 (60-120)

480 (70)

620-895 (90-130)

30

20-10

0.\-0.3 Al

409 ..... 10.5-11.75 Cr, 0.08 C, 1.0 Mn, Annealed 240 (35) 450 (65) 32

1.0 Si, Ti: 5xC mino

429 ..... 14.0-16.0 Cr, 0.12 C, 1.0 Mn, Annealed 240-380 (35-55) 415-585 (60-85) 20-35

1.0 Si, 0,04 P, 0.030 S

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

1.0 Si, 0,04 P, 0.030 S

430f . , .. 16,0-18.0 Cr, 0.12 C, 1.25 Mn,

Annealed

Cold worked

Annealed

240-380 (35-55)

620-860 (90-125)

380 (55)

415-585 (60-85)

690-1000 (100-145)

550 (80)

20-35

5-2

25

1.0 Si, 0.06 P, 0.15 S min.,

0.60 Mo, optional

430fSe .. 16.0-18.0 Cr, 0.12 C, 1.25 Mn, Annealed 380 (55) 550 (80) 25

1.0 Si, 0.06 P, 0.06 S,

0.15 min, Se

434 ..... 16.0-18.0 Cr, 0.12 C, 1.0 Mn, Annealed 345-415 (50-60) 515-585 (75-85) 22-31

1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S,

0.75-1.25 Mo

436 ..... 16.0-18.0 Cr, 0,12 C, 1.0 Mn, Annealed 275-345 (40-50) 450-515 (65-75) 25-32

1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S,

0.75-1.25 Mo, Cb + Ta

5xC min.lO.70 max

442 ..... 18.0-23.0 Cr, 0.20 C, 1.0 Mn, Annealed 310 (45) 550 (80) 20

1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S

446 ..... 23.0-27.0 Cr, 0.20 C, 1.50 Mn, Annealed 380 (55) 655 (95) 24

1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S,

0.25 N

Cold worked

439(b) ... 17.75-18.75 Cr, 0.07 C, Annealed 345 (50) 538 (78) 30

1.0 Mn, 0.60 Si, 0.03 P, 0.03 S, 0.5 Ni, 0.15 Al,

Ti: 12xC (1.0 max)

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

Tabla 11.2

Los aceros inoxidables ferríticos muestran, a diferencia de los aceros austeníticos, una

clara transición dúctil-frágil con la temperatura, que se manifiesta nítidamente en los

resultados de impacto. Sobre la Figura 11.10 puede verse que la temperatura de

transición de varios aceros ferríticos depende del espesor ensayado, de tal modo que en

las secciones más gruesas el desarrollo del flujo plástico está más restringido y la

temperatura de transición es claramente superior a la temperatura ambiente: a

temperatura ambiente estos aceros muestran un comportamiento fragil. Las dos curvas

inferiores (29Cr-4Mo y E-Brite 26-1) corresponden a aceros superferríticos que se

comentrán más adelante. Entre las formas más efectivas de aumentar la tenacidad de

estos aceros deben citarse el afino de grano, la disminución del contenido en

intersticiales (carbono y nitrógeno) y la eliminación de fases secundarias.

Otro problema de los acero ferríticos es su susceptibilidad al crecimiento de grano al

aumentar la temperatura. El grano ferrítico no puede ser afinado más que por

deformación en frío y recocido posterior para recuperar la ductilidad. El aumento del

tamaño de grano de estos aceros se traduce en una disminución de su tenacidad.


300

(1491

c:

o 1-181

-100 1-731

162

0.05

11 27)

0.10

12.54)

0.15

(3.81)

0.20

(5.08)

0.25

(6.35)

030

17621

035

18.89)

Sample thlckness. (mm)

Figura 11.10

Los aceros ferríticos, especialmente los grados más aleados, son susceptibles a la

precipitación de diversas fases intermetálicas cuando se exponen a temperaturas

comprendidas entre 500 y lOOO°C o cuando, como consecuencia de su procesado, se

enfrían muy lentamente en este mismo rango térmico. El compuesto intermetálico más

común es la fase sigma (o), fase dura y frágil, que aparece en la región central del

diagrama hierro-cromo (Figura 11.2), mientras que otras fases complejas que también

pueden precipitar en determinados grados de acero son la fase chi compuesto de

hierro, cromo y molibdeno) y la fase de Laves (también llamada fase R, FezMo). La

formación de todas estas fases tiene lugar por nucleación y crecimiento, por lo que se

caracterizan por unas curvas típicas en "C", como la que muestra la Figura 11.11 (acero

25Cr-3Mo-4Ni), en las que los tiempos de incubación normalmente se incrementan al

disminuir el grado de aleación del acero. El conocimiento preciso de estas curvas

permite definir la temperatura a la que es preciso calentar el acero para redisolver todos

estos compuestos en la ferrita y también para identificar la velocidad de enfriamiento

mínima necesaria para evitar su reprecipitación. Debe tenerse sin embargo en cuenta el

peligro de crecimiento de grano que siempre está asociado al calentamiento de los

aceros ferríticos.

Otro fenómeno fragilizador bien conocido en los aceros inoxidables ferríticos es la

fragilización a los 475°C, que tiene lugar en un rango térmico comprendido entre 400 y

550°C Yque consiste en la precipitación fina y coherente en el interior de la ferrita (o)

o..


163

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

fragilización a los

se manifiesta en un fuerte aumento de la temperatura de

transición dúctil-frágil, una disminución del alargamiento y un aumento de la dureza y

dellfmite elástico. La Figura 11.12 muestra el aumento de dureza Brinel1, proporcional

al contenido en cromo del acero, tras un mantenimiento prolongado (500 horas) a

diferentes temperaturas. Esta fragilización es reversible y se elimina calentando el acero

hasta unos 590°C y enfriándolo rápidamente a continuación.

1000

11 r I

SIGMA

eHI

LAVES

·

--

- - -'-

u

900 NO PHASE

PRESENT

o (

UJ a:

a: U J

600

\ UJ

1-

z

700

600

ALLOY

e

__

10 100

AGING TIME (minutes)

Fi gura 11.11

1000

350

425

550

650

T

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

250

200

150

100 700 600 900 1000 1100 1200

Temperature, F

Figura 11.12


164

Por último, la adición de titanio o niobio en algunos de los grados que se presentaron en

la Tabla 11.2 tiene la finalidad de prevenir la corrosión intergranular, que será tratada en

el apartado correspondiente a los aceros austeníticos.

En la década de los 70, con el desarrollo de nuevas técnicas más eficaces de

descarburación (AOD y VOD), que permiten reducir los niveles de carbono y nitrógeno

de los aceros por debajo del 0.02% surgió una nueva generación de aceros inoxidables

ferríticos, denominados aceros superferríticos. Se trata de unos aceros totalmente

ferríticos en todo el rango térmico (véase Figura 11.7) y con tenacidad mejorada (véase

la Figura 11.10). La Figura 11.13 da cuenta del efecto de los elementos intersticiales,

carbono principalmente y nitrógeno, sobre los resultados de impacto en un acero del

tipo 18-2. La Tabla 11.3 expone las composiciones químicas y propiedades mecánicas

de algunos aceros superferríticos. Todos ellos contienen molibdeno con el fín de

mejorar su resistencia a la corrosión, especialmente a la corrosión por picaduras, que es

en la mayoría de las ocasiones superior a la de los aceros austeníticos.

160

120

200

J

0.006% C 0.02-0.028% N

80

40

o

o

0.01%C 0.006-0.023% N

0.03% C

0.06-0.033% N

O.OS%C 0.009-0.044% N

40 80 120 160

Test temperature

Figura 11.13

11.4. Aceros inoxidables austeníticos

Los aceros inoxidables austeníticos tienen una estructura FCC a temperatura ambiente

para lo que deben poseer un contenido suficiente de elementos gammágenos en su

composición química (niquel y/o manganeso). Son amagnéticos y mantienen unas

buenas propiedades mecánicas a temperaturas criogénicas (no tienen temperatura de

transición dúctil-frágil, como la que se observaba en los ferríticos en la Figura 11.13).

Del mismo modo que los aceros ferríticos, los aceros inoxidables austeníticos no sufren

ninguna transformación desde su solidificación hasta temperatura ambiente y, por lo


165

tanto, no pueden ser endurecidos por tratamiento térmico. La Tabla 11.4 presenta un

listado de aceros normalizados en AISI con sus composiciones químicas y propiedades

más características en los estados de recocido y tras deformación en frío.

Yield

Tensile

Elongation

Type Standard Nominal composition, % Condition slrength,

MPa (ksi)

strength,

MPa (ksi)

in 50 mm

(2 in.),

Hardness,

Rockwell

18-2

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

Annealed

380 (55)

515(75)

29.0

882

0.4 Mn, 0.3 Si, 0.02 C,

0.02 N, 0.01 S, 0.02 P,

0.35 Cb, 0.1 Ti, Cb+Ti:

0.2+4 (Cr-N) min

E-8rite(a) ASTM XM-27 ... 25-27.5 Cr, 0.75-1.50 Mo, Annealed 345 (50) 480 (70) 30.0 883 26-1 UNS 44627 O. [5 Ni, 0.02 Cu,

0.05 Mn, 0.01 P, 0.01 S, co[d 800 (116) 855 (124) 4.0 8104

0.20 Si, 0.002 C, 0.01 N,

0.10 Cb

roUed

29-4-2 UNS 44800 ...... 28.0-30.0 Cr, 3.5-4.2 Mo, Annealed 515 (75) 655 (95) 25.0 892

2.10 Ni, 0.06 Cu,

0.05 Mn, 0.02 P, 0.01 S,

0.1 Si, 0.003 C, 0.015 N

27 CroMo UNS 544660

1.2 Ni Mod ..... " , .... 25,0-28.0 Cr, 3.5 Mo, Annea[ed 515 (75) 620 (90) 30.0 895

1.2 Ni, 0.5 Mn, 0.3 Si,

0.01 S, 0.02 P, 0.025 C,

0.025 N, 0,5 Ti

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

Tabla 11.3

La obtención de un acero con una microestructura totalmente austenítica a temperatura

ambiente exige una formulación compensada de elementos alfágenos y gammágenos. El

diagrama ternario Fe-Cr-Ni permite delimitar los contenidos en estos tres elementos que

aseguran una estructura totalmente austenítica. La Figura 11.14 muestra el diagrama Fe-

Cr-Ni a llOO°C, siendo esta temperatura la que garantiza la máxima estabilidad a la

austenita de esta familia de aceros y, por lo tanto, es la temperatura normalmente

utilizada para realizar el tratamiento de recocido. Siendo estos aceros muy aleados, al

menos con cromo y niquel, su temperatura M s es inferior a la temperatura ambiente, de

tal manera que tras un enfriamiento brusco, en agua, desde la temperatura de recocido se

logra mantener la microestructura austenítica a temperatura ambiente.

El acero inoxidable austenítico clásico es el 302, que responde aproximadamente a la

formulación clásica 18Cr-8Ni y posteriormente evolucionó hacia el 304, que hoy día se

considera el acero más representativo de la familia. Tomando esta formulación como

base aparecieron luego otros aceros más resistentes a la corrosión, en virtud de la

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

evitar el fenómeno de corrosión intergranular, que será comentado posteriormente


166

(304L, 316L), los grados aleados con nitrógeno para aumentar su resistencia mecánica

(304N, 316N), los grados estabilizados con titanio o con niobio (321, 347), Y también

los grados resistentes a la oxidación en base a su mayor contenido en cromo (308,309,

310), que también deben añadir más niquel para asegurar la microestructura austenítica.

AISI

lype

Nominal composilion(a),

Condilion

Yield

slrenglh,

MPa (ksi)

Tensile

slrenglh,

MPa (ksi)

Elongalion in 50 mm

(2 in.),

301

302

3028

303(d)

304(e)

304N(e)

16-18 Cr, 6.0-8.0 Ni, 0.15 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,

0.03 S

17-19 Cr, 8.0-10.0 Ni, 0.15 C, 1.0 Si, 2.0 Mn,

0.045 P, 0.03 S

[7-19 Cr, 8.0-10.0 Ni, 0.15 C, 2.0 Mn, 2.0-3.0 Si,

0.045 P, 0.03 S

17-[9 Cr, 8.0-[0.0 Ni, 0.15 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.20 P, 0.15 S min, 0.60 Mo (optional)

18-20 Cr, 8.0-12.0 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S

18-20 Cr, 8-10.50 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, 0.10-0.16 N

Annealed 275 (40)

Cold worked To 965 (140)

Annealed 275 (40)


Annealed 275 (40)

Annealed 240 (35)


Annealed 240 (35)


Annealed

760 (110)

To 1275 (185)

620 (90)

To 1240 (180)

655 (95)

620 (90)

To 1240 (180)

585 (85)

To [240 (180)

620 (90)

60

60-8

55

55-10

50

55

55-30

55

55-10

50

305 [7-[9 Cr, 10.0-13.0 Ni, 0.12 C, 1.0 Si, 2.0 Mn,

0.045 P, 0.03 S Annealed 255 (37) 585 (85) 55

308

309(f)

19-21 Cr, 10.0-12.0 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S

22-24 Cr, [2.0-15.0 Ni, 0.20 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S

Annealed 240 (35)


Annea[ed 275 (40)

585 (85)

To 1240 (180)

620 (90)

55

55-10

65

3 [O(f) 24-26 Cr, 19-22 Ni, 0.25 C,

0.03 S

Si, 2.0 Mn, 0.045 P, Annealed 275 (40) 655 (95) 65

3[4

316(e)

316L

23-26 Cr, 19-22 Ni, 0.25 C, 1.5-3.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S

16-18 Cr, [0-14 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, 2.0-3.0 Mo

16-[8 Cr, 10-[4 Ni, 0.03 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,

Annealed 345 (50)

Cold worked To 860 (J25)

Annealed 240 (35)


690 (100)

To [035 (150)

585 (85)

To 1035 (150)

40

40-10

55

55-[0

0.03 S, 2.00-3.00 Mo

316N 16-[8 Cr, JO-14 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,

0.03 S, 2-3 Mo, 0.10-0.16 N

317 [8-20 Cr, IJ-15 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, 3.0-4.0 Mo

Annea[ed 275 (40) 620 (90) 55

3 [7L [8-20 Cr, 12-15 Ni, 0.03 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, 3-4 Mo

32[

347

348

384

[7-19 Cr, 9-J2 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P, 0.03 S, Ti = 5 X C min

17- [9 Cr, 9-13 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,

0.03 S, Cb + Ta = lO X C min

[7-19 Cr, 9-[3 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,

0.03 S, 0.2 Co, Cb + Ta = 10 X C min, but 0.1 Ta max

15-[7 Cr, J7-19 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2 Mn, 0.045 P, 0.03 S

AnneaJed 240 (35)


Annealed 240 (35)


Annealed 240 (35)

600 (87)

To 1035 (J50)

634 (92)

To 1035 (150)

634 (92)

55

55-10

50

50-10

50

Tabla 11.4

Los aceros austeníticos son aceros muy dúctiles y se pueden endurecer mucho (mucho

más que los ferrítcos) por deformación en frío. La Figura 11.15 da cuenta de la

variación del límite elástico, la resistencia mecánica y el alargamiento con la

deformación en frío de los grados 301, 302 Y 304. Esta figura también pone de

manifiesto que el endurecimiento por deformación en frío es apreciablemente mayor en

el acero 301, ya que se trata de un producto que en virtud de su menor contenido en

níquel (véase la Tabla 11.4) muestra una estructura austenítica menos estable a

)1/

)V I

o

Capítulo 11. Aceros

167

temperatura ambiente que la de los otros dos de tal manera que, durante la deformación,

la austenita se transforma parcialmente en martensita. Cr

Isolherm

Ilooe (2012 F)

30

40

50

60

70

80

90

Ni

Weighl Percenlage Nickel

Figura 11.14

260

(1795 )

240

(1655 )

220

(1515 )

200

(1J80 )

180

(1240 )

180 (1240)

180

(1240)

160

(1105 )

140

(965

120

(8JO

/ V

, 160

_ (1105)

a. 140 (965)

120

.r;.' (8JO)

160

(1105)

140 (965)

120

(8JO)

100

(690 )

80

(550

I

V I

80

100 (690) 1

(550)

80

100 (690)

80

(550)

80

60

(415

40

(275

20

(140)

o

(a)

I

10

20 JO 40

Cold work, %

(a) 301

50

60

40

2O

60

o

o

(415)

40

(275)

(140)

O

O

lb)

10

20 JO 40

Cold work, %

(b) 302

50

60

20

-

60 (415)

40 (275)

20 (140)

(e)

O 10 20 JO

Coldwork.

(c) 304

40

50

60

40

o

Figura 11.15

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

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

z

<

z

Capítulo 11. Aceros

168

desestabiliza la austenita y permite su transformación en martensita a temperaturas

superiores a Ms' Una forma de caracterizar esta transformación es mediante la

temperatura MD , que se define como la máxima temperatura a la que se forma una

determinada fracción de martensita bajo una determinada deformación. La fórmula

siguiente muestra la dependencia de MD30 (temperatura a la que un 50% de austenita se

transforma en martensita bajo una deformación uniaxial en frío de un 30%) con la

composición química del acero:

MD30 (oC) =413 - 462 (C+N) - 9.2 Si - 8.1 Mn - 13.7 Cr - 9.5 Ni -18.5 Mo

Debe destacarse la fuerte influencia del carbono y del nitrógeno en la estabilización de

la austenita. La transformación de la austenita en martensita depende del grado de

deformadón y de la temperatura a la que ésta tiene lugar. La Figura 11.16 presenta el

efecto de estas dos variables en la formación de martensita en un acero 304 (las lineas

continuas y a trazos son el resultado de dos investigaciones diferentes). Recuérdese que

la formación de martensita en el curso de la deformación endurece fuertemente el

producto y permite obtener una resistencia mecánica extraordinariamente alta. La

Figura 11.17 muestra las curvas tensión-deformación a tracción del acero 304 en

función de la temperatura de ensayo, sobre las que se puede observar el fuerte

incremento de la tensión asociado a la formación de martensita que aparece en los

ensayos realizados por debajo de O°C. Por otro lado, el máximo valor del alargamiento,

que se obtiene en los ensayos a 25 y O°C, coincide con el inicio de la formación de

martensita para la deformación a la que se inicia el fenómeno de estricción.

lOO

o

80

u

o: :

W

60 loe

Ul

W

o: : <

40

20

·· - --'"

-------- 22e

O 0.0 O. 2 0.4 0.6 0.8 1.0

TRUE STRAIN

Figura 11.16

El principal problema práctico que puede aparecer durante el servicio de los aceros

austeníticos es la corrosión intergranular, fenómeno conocido como "sensibilización",

que suele estar muchas veces ligado a los calentamientos que sufren las regiones


169

térmicamente afectadas en los procesos de soldeo de estos aceros. El acero sensibilizado

es susceptible de sufrir corrosión intergranular en atmósferas en las que normalmente

son inmunes.

1200

-soc

1000

ui UJ

UJ

Z

soo 600

400

9 5 C

oc

25C

304 SS

Z

200

o

__

__

0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 O.S

ENGINEERING STRAIN

Figura 11.17

El fenómeno de corrosión intergranular de los aceros austeníticos ocurre cuando estos

aceros se mantienen durante ciertos tiempos entre 600 y 800°C o cuando se enfrían

lentamente en este rango térmico. En estas circunstancias se produce la precipitación

intergranular (en las juntas de grano de austenita) de carburos de cromo del tipo M 23C6 y

debido a la gran concentración de cromo en el carburo, las regiones adyacentes quedan

muy empobrecidas en cromo (%Cr<12%) y dejan de ser inoxidables. La Figura 11.18

muestra la variación del porcentaje de cromo en las proximidades de una junta de grano

en la que ha precipitado una partícula de carburo. La Figura 11.19 reneja la cinética de

la precipitación de carburos de cromo en los aceros austeníticos en función del

contenido en carbono del acero. Son curvas típicas en "C", que identifican un

mecanismo de precipitación por nucleación y crecimiento. Por encima de 900°C no hay

precipitación, ya que el carbono y el cromo se disuelven perfectamente en la austenita,

mientras que a temperaturas bajas la difusión es tan lenta que la precipitación no es

operativa. Se aprecia que en un acero inoxidable austenítico con un contenido normal de

carbono (en torno a 0.08%) la precipitación de carburos es muy rapida, mientras que a

medida que se reduce el contenido en carbono del acero se necesitan tiempos mucho

mayores para que ésta tenga lugar. Estas curvas también explican la necesidad de

utilizar enfriamientos bruscos en agua en el recocido de los aceros austeníticos.

.

z


z O

a:

w

Z O

- O a: :r:

INCOHERENT

TWIN

170

o

500

1500 2500

3500

1000 2000 3000

u

900

DISTANCE FROM GRAIN BOUNDARY

Figura 11.18

lA)

'.

E

700

600

500

400

__

10 s 1 min 10 min 1h 10 h 100 h 1000 h

Time lo sensilizalion

Figura 11.19

La Figura 11.19 también permite vislumbrar que la manera más efectiva de evitar los

problemas de corrosión intergranular es utilizar aceros de muy bajo carbono (grados L,

%C < 0.03%). Otra forma efectiva de evitar los riesgos de corrosión intergranular de los

aceros inoxidables es el uso de pequeñas adiciones de elementos fuertemente

carburígenos (se utilizan titanio, niobio o tántalo) en los grados, denominados

estabilizados, 321 y 347. En estos aceros los carburos que precipitan en las regiones

susceptibles son del tipo TiC, NbC, de manera que las regiones adyacentes mantienen

suficiente contenido en cromo para evitar la corrosión local.

..


171

Por otro lado, si un acero inoxidable ha sufrido precipitación de carburos en juntas de

grano, puede recuperarse aplicando un calentamiento de solubilización a lOOO-1100°C

seguido de un enfriamiento rápido (en agua).

Largos tiempos de permanencia a temperaturas elevadas pueden producir la

precipitación de otras fases en los aceros austeníticos, que reducirían significativamente

su tenacidad y resistencia a la corrosión. Los aceros del tipo 18-8 son inmunes a la

formación de fase a, que sin embargo puede formarse en los grados más aleados (310,

p.e.) si se exponen largos tiempos entre 550 y 900°C. Se ha observado también la

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

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

Por

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

los aceros inoxidables es función directa de su contenido en cromo. De este modo los

aceros con menos de 18% de cromo se utilizan en servicos a temperaturas inferiores a

800°C y cuando se requieren aceros que soporten temperaturas superiores a los lOOO°C,

aceros denominados refractarios, hay que recurrir a productos con un contenido en

cromo en tomo al 25%. La Figura 11.20 muestra esquemáticamente el efecto del cromo

sobre la resistencia a la oxidación a 1000°C de los aceros inoxidables, y la Tabla 11.5

da cuenta de la máxima temperatura de servicio, basada en una velocidad de oxidación

de 10 mg/cm 2 en 1000 horas, de distintos aceros martensíticos, ferríticos yausteníticos.

..

"O

o

2

4

6

8

10

12

14 16

18

20

Chromium contento

Figura 11.20

11.5. Aceros inoxidables dúplex

Los aceros inoxidables dúplex o de estructura austenoferrítica combinan aspectos

característicos y diferenciadores de las familias de aceros austeníticos y ferríticos. De

este modo se trata de una familia de aceros que muestran una buena resistencia a la


172

corrosión bajo tensión en medios que contienen cloruros (mejor comportamiento que los

austeníticos pero peor que los ferríticos), una ductilidad y tenacidad intermedia entre las

de ambas familias y un límite elástico apreciablemente mayor que el de los aceros

ferríticos y austeníticos. Es decir, en general combinan las ventajas e inconvenientes de

las otras dos familias, por lo que, en ciertas aplicaciones prácticas puede ser la opción

más ventajosa.

AI51 type Nominal composition Temperature. e (F)

Marlensilic

410

420

440

430

446

11.5-13.5 Cr

12-14 Cr

16-18 Cr

Ferrilic

14-18 Cr

23-27 Cr

Auslenilic

675 (1250)

650 (1200)

750 (1400)

845 (1550)

1090 (2000)

302

303

304

309

310

316

321

347

17-19 Cr. 8-10 Ni

17-19 Cr. 8-10 Ni

18-20 Cr, 8-12 Ni

22-24 Cr, 12-15 Ni

25 Cr, 20 Ni

16-18 Cr. 10-14 Ni, 2-3 Mo

17-19 Cr, 9-12 Ni, Ti

17-19 Cr, 9-13 Ni, Cb

900

870

900

1090

1090

900

900

900

(1650)

(1600)

(1650)

(2000)

(2000)

(1650)

(1650)

(1650)

(a) Dala from A5TM. (b) Based on a rale of oxidation of 10 in 1000 h.

Tabla 11.5

Dado que los aceros duplex tienen estructuras bifásica a+y, sus propiedades van a

depender de las proporciones presentes de ambas fases (50/50 normalmente, con objeto

de optimizar sus propieedades). La estructrura bifásica equilibrada se obtiene entonces

controlando las adiciones de cromo y niquel, tal y como se observa en los cortes

realizados para un 70% y un 60% de hierro (representativos de los diversos grados de

aceros duplex) en el diagrama de equilibrio temario Fe-Cr-Ni, que se presentan en la

Figura 11.21. Nótese que dado que los límites de la zona bifásica no son verticales, la

proporción de las dos fases depende de la temperatura, de tal forma que al aumentar ésta

el contenido de ferrita aumenta siempre. La misma figura también muestra la gran

influencia del nitrógeno (gammágeno) sobre el reparto de ambas fases.

La Tabla 11.6 muestra las composiciones y propiedades mecánicas de algunos de estos

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

el contenido de cromo de los aceros dúplex se sitúa en tres niveles, 18,22 Y25% Yel de

niquel v.aría entre 3 y 7% con el Hn de lograr en cada caso la microestructura óptima.

Todos estos aceros tienen también cantidades importantes de molibdeno (2-3%) con el

,

--


173

fín de mejorar su respuesta ante la corrosión, de tal modo que su comportamiento suele

ser superior al del acero austenítico 304 y, algunos de ellos, incluso mejor que el del

316. Su resistencia a la corrosión por picaduras es en general muy buena en virtud de su

composición ya que un índice muy utilizado para definir la resistencia a la corrosión por

picaduras de los aceros inoxidables (especialmente en medios que contienen cloruros)

es el PRE ("pitting resistance equivalent"), que tiene en cuenta la presencia de

elementos químicos que protegen frente a esta eventualidad:

PRE = %Cr + 3.3 %Mo + 16 %N

1600

(a) 70% Fe

L

1600

(b) 60% Fe

L

//

/

L+y

E

1400

1300

1200

1100

1000

900

L+y

1400

1300

1200

1100

1000

900

\

800 I

I

I

I

I \

\ \ \

\

\

\

\

\

Ni% o Cr%30

5

25

10

20

15

15

5

35

10

30

15

25

20

20

25 Ni%

15 Cr%

80

I

1

-

1

1

832304 (0.11 % N)

832550 (0.18% N)

60 ·..·..· ·""

----

} 8uperduplex

_- (0.22-0.28% N)

Q (N = 0.40)

40

1

Q: experimental heat I

O I_ _

__

oC

1100 1200 1300

Figura 11.21

Por otro lado, dado el bajo contenido en carbono típico de muchos de estos productos

(véase Tabla 11.6), también suelen mostrar buen comportamiento frente a la corrosión

intergranular.


174

i

Alloy

Composition.

Wl%

I

Name Slandard Cr Ni Mo Mn Si C N P S Olher Ferrile

329

Ferralium 255(a)

AISI329

ASME Code 1883

rem

rem

26.0

24127

5.0

4.5/6.5

1.5

214

0.08

Cu: U/4

60-70

UNS S32550

7 Mo(b) ASME Code 1520 rem 23128 2.5/5 1/2 1.0

ASTM A268-72

U50(c)

AF22(d)

rem

rem

20122

21/23

5.5/8.5

4.5/6.5

213

2.5/3.5

1.0

Cu: 0.5 30-50

55-65

25Cr-5Ni- rem 25.0 5.0 2.0 0.5 0.5 0.025 0.15 Cu:I.O

2Mo-N(e)

3RE60(f) ASTM A669 rem 18.5 4.7 2.7 1.5 1.7 <0.03 <0.03

ASME Code 1475

SAF 2205(f) ASTM A669 rem 22.0 5.5 3.0 <2.0 <0.8 0.03 0.14 <0.03 <0.02

UNS S31803

(a) Trade name of Cabol Corp. (b) Trade name of Carpenler Teehnology Corp. (e) Trade name of Creusot-Loire. (d) Trade name of Mannesmann AG. (e) Trade

name of Nippon Metals Ind. (f) Trade name of Sandvik AB.

Room-temperature ¡ensile properlies

(annealed condilion)(b)

Alloy

Ferralium 255

7 Mo

U 50

3RE60

SAF 2205

MPa

480 min

565

315-440

450

410-450

ksi

70

82

46-64

65

59-65

MPa

740 min

683

590-800

700-900

680-900

ksi

107

99

86-116

102-131

99-131

'r.

20 min

31

20-25

30

25

Tabla 11.6

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

de aleantes en proporciones importantes (cromo, niquel, molibdeno) es la posibilidad de

precipitación de fases complejas que podrían fragilizar seriamente el producto y/o

reducir su resistencia a la corrosión. La Figura 11.22 expone la precipitación de

múltiples fases en el acero U50. Carburos del tipo M7C3 precipitan entre 950 y 1050°C,

y M23C6 alrededor de SOO°C. La máxima velocidad de formación de fase a ocurre en

torno a 900°C (especialmente en los grados más altos en molibdeno). La fase yz que

aparece a SOO°C y también por debajo de 700°C es una austenita secundaria con una

composición química muy parecida a la de la ferrita. Por otro lado la precipitación de

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

La precipitación de fase

tiene lugar exclusivamente en la ferrita y origina la

fragilización a los 475°C ya comentada a propósito de los aceros ferríticos. La forma de

evitar todas estas precipitaciones consisten en recocer el acero entre 1000 y 1150°C con

el fín de obtener la mezcla bifásica deseada y enfriar rápidamente a continuación.

C

0.03

5.5-

8.0

8.0

6.0-

8.0

7.50

8.0

6.5-

8.0


1000

(18301

900

(1650)

U60

175

u 800

(1470)

700

E (1290)

600

(1110)

500

X.R

(930) 2 4 6 B 10 min

400 I I 11" I

(760)0.01 0.1 100

Time. h

Figura 11.22

Finalmente, en la década de los 80 se han desarrollado aceros de muy bajo carbono, alto

nitrógeno y más aleados que los grados normales con objeto de prestar servicios en

ambientes aún más agresivos, es la familia conocida como aceros superduplex.

La Tabla 11.7 presenta la composición química y las propiedades mecánicas de algunos

de estos aceros.

UNS

Element, wt%

5 P

5i

Mn

Ni

Cr

Mo

Cu

W

N

Superduplex 532520

(Uranus 52N+)

532750

(2507)

532760

(Zeron 100)

539226

539274

(DP3W)

539277

(AF918)

0.030 0.020 0.035 0.8

0.030 0.020 0.035 0.8

0.01 0.03 1.0

0.030 0.030 0.030 0.75

0.030 0.020 0.030 0.80

0.025 0.002 0.025 0.80

1.5

1.20

1.0

1.00

1.0

24.0- 3.0-

26.0 5.0

6.0- 24.0- 3.0-

26.0 5.0

24.0- 3.0-

26.0 4.0

5.50- 24.0- 2.50-

26.0 3.50

6.0- 24.0- 2.50-

26.0 3.50

24.0- 3.0-

26.0 4.0

0.50-

3.00

0.5

0.5-

1.0

0.20-

0.80

0.20-

0.80

1.2-

2.0

- 0.20-

0.35

0.24-

0.32

0.5- 0.2-

1.0 0.3

0.10- 0.10-

0.50 0.30

1.50- 0.24-

2.50 0.32

0.80- 0.23-

1.20 0.33

Grades

532750

532760

Pa

550

550

Rm

795

750

A 5

%

15

25

Hardness

HB

310

270

HRC

32

Tabla 11.7


176

1l.6.Aceros inoxidables endurecibles por precipitación

Los aceros inoxidables endurecibles por precipitación son unos productos de alta

resistecia mecánica y tenacidad, en los que el endurecimiento se logra por precipitación

de compuestos intermetálicos del tipo Ni 3 (Al,Ti), (Ti,Mo)C o boruros tipo M3B2 en una

matriz dúctil de austenita o de martensita de bajo carbono La composición

química de estos aceros debe ajustarse con el fín de obtener a temperatura ambiente una

microestructura martensítica, austenítica metaestable (aceros semiausteníticos), que se

transforma en martensita por deformación en frío o enfriamiento subcero, o austenita

estable, existiendo entonces comercialmente estos tres grandes grupos de aceros

endurecibles por precipitación. La precipitación final que genera un fuerte

endurecimiento se realiza a temperaturas relativamente bajas: alrededor de 50ü°C en el

caso de los grados martensíticos y semiausteníticos y sobre 700°C en los grados

austeníticos. La Tabla 11.8 muestra la composición química, el tratamiento térmico

característico y las propiedades mecánicas fundamentales de estos aceros. Debe

destacarse el diferente contenido en niquel, elemento responsable de la

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

Offsel

AISI

lype

Trade

designalion

Composilion(b),

Condilion

yield

slrenglh,

MPa (ksi)

Tensile

slrength,

MPa (ksi)

Elongalion

in 50 mm

(2 in.).

Martensilic

635 Stainless W 0.07 C, 16.5 Cr, 6.75 Ni,

0.5 Mn, 0.5 Si, 0.4 Al,

0.8 Ti

Aged 510 C (950 F)

Aged 540 C (1000 F)

Aged 565 C (1050 F)

1170 (170)

1105 (160)

1035 (150)

1310 (190)

1240 (180)

1170 (170)

8

8

10

630 17-4 PH

15-5 PH

0.04 C, 0.25 Mn, 0.20 P,

0.010 S, 0.60 Si, 16.0 Cr,

4.0 Ni, 3.2 Cu,

0.25 (Cb + Ta)

0.07 C, 15.0 Cr, 4.0 Ni,

4.0 Cu, 0.35 (Cb + Ta)

Solulion annealed

Aged 480 C (900 F), [ h, Ae

Aged 495 C (925 F), 4 h, Ae

Aged 590 C (1100 F), 4 h, AC

Solulion annealed

Aged 480 C (900 F)

7 60

1275

1205

930

1275

1205

(110)

(185)

(175)

(135)

(185)

(175)

1035

1380

1310

1035

1380

1310

(150)

(200)

(190)

(150)

(200)

(190)

12

14

14

[7

14

14

Aged 495 C (925 F)

Aged 590 C (1100 F)

930

585

(135)

(85)

1035

860

(150)

(125)

17

19

Aged 620 C (1150 F)

PH 13 Mo 0.05 C, 0.5 Mn, 0.5 Si,

12.5 Cr, 8.0 Ni, 2.5 Mo,

Aged 510 C (950 F)

Aged 540 C (1000 F)

1415 (205)

1310 (190)

1515 (220)

1380 (200)

6-10

6-10

1.1 Al

Cuslom 450 0.05 C, 1 Me, 1 Si,

15 Cr, 0.75 Me,

8 x C eb min

Annealed

Aged 480 C (900 F)

Aged 540 C (1000 F)

Aged 620 C (1150 F)

655 (95)

1170 (170)

1035 (150)

515(75)

860 (125)

1240(180)

1035 (150)

860 (125)

10

10

12

15

Tabla 11.8


177

AISI

lype

Trade designalion

Composilion(b),

Condilion

yield

slrenglh,

MPa (ksi)

Tensile

slrenglh,

MPa (ksi)

Elongalion

in 50 mm

(Z in.),

Austenilic

600 A286 0.08 C, lA Mn, 0.4 Si,

15 Cr, 26 Ni, 1.3 Mo,

0,3 V, 2,0 Ti, Al,

Annealed 980 C (1800 F)

Aged 720 C (1325 F) (16 h)

248 (36)

690 (100)

641 (93)

1000(145)

48

24

0.003 B

17-10 P 0.12 C, 0.75 Mn, 0.25 P,

S, 0.60 Si, 17.0 Cr,

Solution annealed 1120 C

(2050 F), h, WQ

262 (38) 614(89)

70

10.0 Ni Aged 705 C (1300 F), 24 h

Aged 705 C (1300 F) + 650

(1200 F), 12-24 h

e 607 (88)

676 (98)

945 (137)

993 (144)

25

20

17-14 CuMo 0.12 C, 0.75 Mn, 0.020 P,

0.010 S, 0.50 Si, 16.0 Cr,

Solution annealed 1230 C

(2250 F), h, WQ, and

290 (42) 593 (86) 45

14.0 Ni, 3.0 Cu, 2.5 Mo,

0.50 Cb, 0.25 Ti

Semi-Austenltlc

aged 730 C (1350 F), 5 h

631 17-7 PH

(sheet)

0,07 C, 0.60 Mn, 0.020 P,

0.010 S, 0.40 Si, 17.0 Cr,

7.0 Ni, 1.15 Al

Solution annealed

Aged 565 C (1050 F)

Aged 510 C (950 F) after

275 (40)

1310 (190)

1450 (210)

895 (130)

1415 (205)

1550 (225)

35

9

6

refrigeration

480 C (900 F) after cold 1795 (260) 1825 (265) 2

rolling

.632 PH 15-7 Mo

(sheet)

0.07 C, 0.60 Mn, 0.020 P,

0.010 S, 0.40 Si,

15.0 Cr, 7.0 Ni,

Solulion annealed

Aged 565 C (1050 F)

Aged 510 C (950 F) after

380 (55)

1415 (205)

1480(215)

895 (130)

1480 (215)

1620 (235)

35

7

6

2.20 Mo, 1.15 Al refrigeration

Aged 480 C (900 F) after cold 1795 (260) 1825 (265) 2

rolling

633 AM-350

(sheet)

0.10 C, 0.80 Mn, 0.020 P,

0.010 S, 0.25 Si, 16.5 Cr,

4.3 Ni, 2.75 Mo, 0.10 N

Solution annealed

Double aged

Subzero cooled and aged

415 (60)

1027 (149)

1193(173)

[000 (145)

1282 (186)

1420 (206)

40

12.5

13.5

Cold rolled and tempered(c) 1310 (190) 1450(210) 10

634 AM-355 (bar, 0.13 C, 0.95 Mn, P, Solulion annealed 393 (57) 1105 (160) 26

cold rolled

sheet)

0.010 S, 0.25 Si, 15.5 Cr,

4.3 Ni, 2.75 Mo, 0.10 N

Doubled aged

Subzero cooled and aged

Cold rolled and lempered(c)

1055

1255

1450

(153)

(182)

(210)

1296

1489

1585

(188)

(216)

(230)

16.5

19

12

Tabla 11.8


178

Potencial grafitizante positivo

(ordenados en sentido decreciente)

Potencial grafitizante negativo

(ordenados en sentido decreciente)

Carbono

Estaño

Fósforo

Silicio

Aluminio Cobre

Niquel

Vanadio

Molibdeno

Cromo

Manganeso

Capítulo 12. Fundiciones de hierro

179

12. FUNDICIONES DE fiERRO

12.1. Introducción

Se denominan fundiciones a una muy extensa familia de materiales férreos cuya

característica común es que terminan su solidificación con la reacción eutéctica del

diagrama hierro-carbono (Figura 2.1). De acuerdo con este diagrama son las aleaciones

hierro-carbono con un contenido en carbono mayor que 2%, aunque también debe

tenerse en cuenta que la presencia de elementos de aleación modifica la máxima

solubilidad de carbono en la austenita, por lo que algunas fundiciones aleadas podrían

tener menos de 2% de carbono. Recuérdese también que la Figura 2.1 mostraba en

realidad dos diagramas distintos: el diagrama metaestable hierro-cementita y el

diagrama estable hierro-grafito y que una fundición puede seguir uno u otro (o ambos)

en función de su composición química (a través del potencial grafitizante) y de la

velocidad de enfriamiento utilizada, que a su vez depende del tamaño de la pieza.

La Tabla 12.1 muestra los elementos típicos que incrementan el potencial grafitizante de

una fundición y por lo tanto favorecen la aparición del carbono en forma de grafito y

también los elementos que favorecen la aparición del carbono en forma de carburos (son

todos los elementos carburígenos). Por otro lado, la velocidad de enfriamiento también

es otra variable que influye de manera importante en el estado de aparición del carbono:

los enfriamientos lentos favorecen la formación de grafito, mientras que, por el

contrario, los enfriamientos más rápidos favorecen la formación de carburos.

Tabla 12.1

Cuando la fundición sigue el camino metaestable la fase rica en carbono del

constituyente eutéctico es cementita (Fe3C), mientras que cuando sigue el camino

estable el eutéctico es austenita + grafito. Se distinguen de este modo las fundiciones

blancas (diagrama metaestable), fundiciones grises estable) y fundiciones


180

atruchadas ("mottled", siguen ambos diagramas simultáneamente, formándose en el

curso de su solidificación tanto cementita como grafito). Del mismo modo en el

enfriamiento posterior a la solidificación la austenita eutectoide puede transformarse en

perlita (diagrama metaestable) o en ferrita+grafito (diagrama estable). Existe una última

familia de fundiciones que se obtienen al tratar térmicamente una fundición blanca con

objeto de transformar la cementita en grafito: son las fundiciones maleables. La Figura

12.1 esquematiza la obtención de las diferentes familias de fundiciones.

Pearlile + Graphite Fe + Fe3C)

+ Graphite

Solid·slale lransformatlon

(cooling through

eulecloid ¡nterval)

Llquld

caat lron

iron· carbon.

Graphile shape depends

on minor elemenls Ferrile + Graphite

(aFe)

alloy) Flake Compacted Spheroidal

caet

Solidificalion Iron

Graphitizatlon + Fe3C + Graphile MoUled cast iron

pOlentlal

Solid,slale lransformalion

(cooling lhrough Pearlile + Fe3C White lron

eulecloid ¡nlerval)

Reheal above

eulecloid inlerval

+

+ Graphite

_

+ Fe3C

Hold above eulecloid ¡nlerval

eulecloid ¡nlerval

Pearlite + Temper graphite

Ferrile + Temper graphite

Malleable lron

Figura 12.1

Además de esta primera clasificación fundamental, en la práctica existen también otros

factores importantes a la hora de clasificar las fundiciones. Uno de ellos es la

microestructura de la fase matriz, que puede ser ferrita, perlita, bainíta, martensita o


181

austenita y, en relación con las fundiciones grises, la forma del grafito es otro parámetro

de importancia capital, existiendo las fundiciones grises laminares, esferoidales o

nodulares y las de grafito compacto.

Nótese también que las fundiciones tienen unas temperaturas de fusión claramente

inferiores a las de los aceros (Figura 2.1), por lo que las instalaciones (hornos)

necesarias para su fabricación son más sencillas y económicas. Por otro lado, al ser

aleaciones con muy alto contenido en carbono son, en general, muy frágiles, no se

pueden conformar por forja, laminación o extrusión, sino que las piezas de fundición se

conforman directamente por moldeo.

12.2. Fundiciones blancas

Tal y como se esquematizaba en Figura 12.1, se denominan fundiciones blancas a las

aleaciones de hierro y carbono' que terminan su solidificación a 1148°C con la

transformación eutéctica siguiente:

Liq (4.3%C) Austenita (2.1%C) + Fe3C (6.67%C)

Este agregado eutéctico, que forma el constituyente matriz de las fundiciones blancas,

recibe el nombre de ledeburita. Dada la elevada proporción de cementita en la ledeburita

(48%), se trata de un constituyente muy frágil y duro. Por esta razón el interés industrial

máximo radica en las composiciones hipoeutécticas (2.1 < %C < 4.3). De cualquier

manera, todas las fundiciones tienen, además de carbono, contenidos significativos de

silicio tal y como se refleja en la Figura 12.2, que tembién muestra, en lineas

discontinuas, la combinación de contenidos en carbono y silicio que saturan la austenita

(%C + 1/6%Si = 2.0)y los que definen la posición del punto eutéctico (%C + 1I3%Si =

4.3). Por todo ello podremos estudiar mejor la solidificación y las transformaciones en

estado sólido de las fundiciones blancas sobre un diagrama Fe-Fe3C modificado por la

presencia de un cierto porcentaje en silicio. La Figura 12.3 muestra la sección del

diagrama temario Fe-Fe3C-Si correspondiente a un 2% de silicio (recuérdese el carácter

gammágeno del silicio). El silicio es un elemento que no tiene afinidad por el carbono

(en realidad es grafitizante) sino que aparece formando una solución sólida tanto en la

ferrita como en la austenita. Vemos además, que las líneas! corrrespondientes a las dos

reacciones invariantes del diagrama binario, la transformación eutéctica y eutectoide,

ocurren en el diagrama temario en un cierto rango térmico (de acuerdo con la regla de

las fases, existe un grado de libertad).

!\

1\' I I

-

I

I

, ,

+ Carbide


182

%C

+

Si=4.3

Ductile Irans

I

Gray Irons

o

o

__

Silicon Content-Percent

Figura 12.2

-

oc 1500

Del ta

260o

I

I - 1400

o

I

240o 220o 200o

1

\ I

I I \ I I

! ,

Austeníte

I M elt

, I

i

Melt

I

I

I

/

+ Carbíde

i I

1300

1200

1100

I I I I /

E 180

o

1

!

I

I

I

I, I

l. Austenite

I

I

1

!

I I

i/-'1 000

160

o 1\: I I , 900

Austenit é + Ferrit e

140o

Ferrite

120o

V Al!

I

i !

I

i I

!

I

1

I

i

I I I

Ferrite I

I

I

¡

I

+ Carbide

IFerrite +- Austenite

1+ C¡rbide

I I

I I

I I

800

700

600

o C

1.0 2.0 3.0 4.0

Carbon Content-Percent By Wcight

Figura 12.3


183

En el análisis de las fundiciones se suele utilizar el concepto de carbono equivalente

(CE) con el fín de determinar cual es la situación de una fundición cualquiera en

relación al punto eutéctico del diagrama binario Fe-Fe3 C. El carbono equivalente se

calcula a partir del contenido en carbono de la fundición modificado por el contenido en

silicio y fósforo del modo siguiente:

CE = %C + %Si/3 + %P/3

Así, una fundición con 3.2%C, 2%Si y O,4%P tiene un CE igual a 4%, de modo que

será hipoeutéctica, mientras que en una fundición con el mismo contenido de carbono y

silicio pero con 1.3%P, su CE es 4.3% y tendrá justo la composición eutéctica.

Al enfriar una aleación hipoeutéctica desde el estado líquido (por ejemplo 2.5%C-2%Si

en el diagrama de la Figura 12.3), primero se formará austenita y posteriormente la

solidificación termina por reacción eutéctica (ledeburita: austenita + cementita). Al

continuar el enfriamiento, la austenita pierde progresivamente carbono (línea

que

precipita en forma de Fe3C. Por último la austenita eutectoide termina transformándose

en perlita. De este modo, la microestructura final de cualquier fundición blanca

hipoeutéctica constará de unos dendritos globulares de perlita (constituyente disperso)

rodeados por el constituyente eutéctico o ledeburita, que a su vez consta de una fase

matriz de cementita con regiones dispersas de perlita en su interior. La imagen final

entonces de estas fundiciones se puede asimilar a una esponja de cementita cuyos

huecos están rellenos de perlita; se tratará entonces de unos productos duros (sobre 350

HB) y resistentes al desgaste, pero muy frágiles y dificiles de mecanizar. Debe

destacarse también la buena colabilidad de estas aleaciones ya que tienen una

temperatura de fusión 400°C menor que la del hierro puro.

12.2.1. Fundiciones blancas aleadas

Aunque la principal propiedad de las fundiciones blancas es su gran dureza y resistencia

al desgaste, estas propiedades pueden mejorarse significativamente aleándolas

convenientemente, de tal manera que la principal característica de la familia de las

fundiciones blancas aleadas es la obtención de productos con una extraordinaria

resistencia a la abrasión, que se utilizarán en la construcción de elementos de molienda

y trituración de minerales, áridos, etc.

Todas estas fundiciones tienen cromo con el doble propósito de evitar la formación de

grafito y de formar unos carburos de gran dureza. La norma ASTM A532 clasifica las


184

fundiciones blancas aleadas en dos grandes grupos (clases 1 y 11) cuyas composiciones

químicas y dureza se presentan en la Tabla 12.2.

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

Ni-Hard, mientras que la clase 11 agrupa a las fundiciones al cromo-molibdeno de alto

cromo.

El efecto principal del niquel, que es el principal aleante de las fundiciones Ni-Hard, es

el de incrementar su templabilidad, de tal manera que en piezas pequeñas (bolas de

molino, por ejemplo) se forma directamente martensita en un enfriamiento al aire. Los

grados más altos en níquel (menor temperatura Ms) originan importantes contenidos de

austenita retenida a temperatura ambiente. Estas aleaciones deben finalmente revenirse

entre 205 y 260°C con objeto de eliminar las tensiones de temple y transformar la

austnita retenida. Se obtienen de este modo productos muy duros dado que la presencia

de cromo promueve la aparición del carbono en forma de carburos mixtos de hierro y

cromo (el cromo contrarresta el efecto grafitizante del niquel) y la austenita se

transforma en martensita en el enfriamiento. Cuando el requisito principal es asegurar

una buena resistencia a la abrasión mientras la resistencia al impacto es solo un factor

secundario se emplearían las fundiciones de mayor contenido en carbono de la familia

(tipo A), mientras que si además se busca una cierta resistencia al impacto habrá que

seleccionar los grados de menor contenido en carbono (tipo B), que al tener una

proporción menor de carburos poseerán una mayor tenacidad. El mayor contenido en


185

aleantes de la fundición Ni-Hard tipo D permite obtener un producto con una mayor

resistencia a la corrosión. Las fundiciones Ni-Hard se emplean principalmente en la

fabricación de bolas y placas antidesgaste de molinos y de tuberías y bombas que

manejan pastas abrasivas.

Cuando el contenido de cromo de una fundición blanca supera el 10%, los carburos

eutécticos que se forma son ya del tipo M 7C3 en vez del M3C que predomina en las

fundiciones de menor contenido en cromo, lo que supone un incremento de su dureza.

Este cambio supone también una modificación del patrón de solidificación de manera

que los carburos M7C3 aparecen dispersos en una matriz de austenita, mientras que por

el contrario los carburos M 3C son la fase matriz en las fundiciones de menor contenido

en cromo. De este modo las fundiciones blancas hipoeutécticas con carburos M 7C3 son

más duras y tenaces que las que poseen menos cromo, es decir, carburos M 3C. Así, las

fundiciones altas en cromo (%Cr entre 12 y 28) son unos productos con buena

resistencia a la abrasión, tenacidad y resistencia a la corrosión. Como el cromo está

unido al carbono formando carburos, su efecto sobre la templabilidad del producto es

mucho menor que el de otros elementos como el molibdeno, níquel, manganeso o cobre,

que se añaden con objeto de transformar la austenita en martensita.

La solidificación de todas estas fundicones hipoeutécticas comienza formando dendritos

de austenita y continúa dando lugar al constituyente eutéctico de austenita+M3C. En

condiciones de equilibrio (enfriamiento muy lento) precipita una cierta cantidad de

carburos de cromo entre la temperatura eutéctica y la eutectoide (en torno a 760°C) y

por debajo de esta temperatura la austenita se tansforma en perlita o en martensita

dependiendo de la velocidad de enfriamiento y del grado de aleación de la fundición.

Muchas veces la microestrucura del estado bruto de colada queda con una cantidad

importante de austenita no transformada.

Con objeto de conseguir la máxima dureza y resistencia a la abrasión es preciso realizar

un tratamiento térmico para obtener una matriz completamente martensítica. La Figura

12.4 muestra las curvas de transformación isoterma de dos fundiciones de alto cromo,

%Cr=IS y 28% respectivamente). El tratamiento térmico consiste en una austenización

que se realiza en el rango 9S0-10S0°C seguida de un temple al aire hasta una

temperatura algo inferior a la de la transformación perlítica (SOO-600°C), a continuación

puede ya emplearse una velocidad de enfriamiento menor para minimizar las tensiones

residuales. También se recomienda utilizar una velocidad de calentamiento pequeña

para evitar el posible agrietamiento inducido por tensiones térmicas (velocidad inferior


186

a 30°C/h en formas complejas) y mantener la temperatura de austenización el tiempo

suficiente para permitir la disolución de los carburos de cromo. Finalmente se

recomienda también realizar un revenido entre 200 y 230°C para relajar las tensiones de

temple y transformar la austenita retenida (la microestructura temple suele tener entre

10 y 30% de austenita retenida). En ocasiones, con objeto de eliminar completamente la

austenita retenida es preciso realizar tratamientos subcero o revenidos a temperaturas

del orden de los 730°C, que conllevan la desestabilización de la austenitaa en virtud de

la precipitación de carburos y su transformación en martensita en el enfriamiento

posterior.

1000

900

800

700

600

500

E 400

1-

300

200

100

o 1 10

I I

10 10 2 10 3 min !

Time 4 10 30 h

1100

1000

900

800

700

uo

600

500

c. E 400

1-

300

200

100

Class 111 Crl whita iron, 2.6C, 0.8Si, 0.6Mn. 27.8Cr TA = 1010 oC

o 1

10

10 2

Time

10

103

102

4

10

10 3

min

30 h

Figura 12.4

E 30 E 30


187

Por último, la Figura 12.5 expone (a. fundiciones austeníticas, b. fundiciones

martensíticas) la variación de la resistencia a la abrasión (volumen desgastado), la

dureza y la tenacidad a la fractura en condiciones dinámicas de estos productos en

función del contenido de carburos y de la microestructura de la fase matriz (austenita o

martensita).

.

650

600

40

lOSO

1000

E 20

188

·

...

·

HV50

550

500 o

>

450

E

20

950

900

>

E 400 E

> 10

··

IDA

350

300

> 10 63

O O

10

20

30

40

50

O O

10

20

30

40

650

50

(a)

Carbide volume, % (b)

Carblde volume, %

28

26

a.

u.

24

22

20

18

16

1

4

O

10

20

30

40

50

Carblde volume, %

Figura 12.5

12.3. Fundiciones grises

Las fundiciones grises son aquellas en las que el carbono aparece en forma de grafito, al

solidificar de acuerdo con el diagrama estable Fe-e. Se había indicado anteriormente

que para que una fundición siguiera el diagrama estable debía poseer una alto potencial

grafitizante (normalmente alto contenido en silicio) y/o haber sido enfriada muy

lentamente. Por esta razón todas las fundiciones grises tienen contenidos en silicio entre

el 2 y el 3%, de modo que las transformaciones de estos productos pueden seguirse

mejor sobre el diagrama hierro-carbono estable modificado por la presencia de un 2.5%

de silicio, que se muestra en la Figura 12.6. El concepto de carbono equivalente (CE),


188

que se había definido a propósito de las fundiciones blancas, sigue siendo igualmente

válido con las fundiciones grises.

El diagrama de la Figura 12.6 también muestra que en virtud de la pequeña proporción

de grafito en la eutéctica (menor del 3% en peso), la fase matriz de solidificación de las

fundiciones grises es siempre la austenita.

1500

Liquid (L)

Austenite + L

1200

a. E

900

rustenite + L + graphite

Austenite + graphite

Q.

ferrite + austenite + graphite

u·ferrite

Ferrite + graphite

600

o

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

Carbono %

Figura 12.6

Hay tres factores principales que gobiernan las propiedades de las fundiciones grises:

- La ausencia de carburos

- La fonna y distribución del grafito.

- La microestructura de la fase matriz.

Una misma fundición, dependiendo de sus condiciones de enfriamiento, puede

solidificar como fundición blanca o como fundición gris. Para idénticas condiciones de

refrigeración (por ejemplo, moldeo en coquilla y enfriamiento al aire), la velocidad de

enfriamiento será tanto más lenta cuanto mayor sea el tamaño de la pieza o, mejor,

cuanto mayor sea su módulo másico (volumen/área superficial). De este modo si la

velocidad de enfriamiento es muy rápida se formará fundición blanca (con carburos),


189

que se convierte progresivamente en gris conforme disminuye la velocidad de

enfriamiento empleada, pasando por una microestructura intermedia de fundición

atruchada (coexisten grafito y carburos). La fase matriz de la fundición gris a

temperatura ambiente, que se forma por transformación de la austenita en el

enfriamiento, evolucionará tambien desde perlita hasta ferrita conforme la velocidad de

enfriamiento disminuye. Por otro lado, definida una determinada velocidad de

enfriamiento, el potencial grafitizante de la fundición, que depende de su composición

química, debe ser suficiente para que todo el carbono aparezca en forma grafito. La

Figura 12.7 expresa el potencial grafitizante de los diferentes elementos de aleación

medido como profundidad de formación de una capa de fundición blanca ("depth of

chill"):

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

significativamente el espesor de capa blanca. Por otro lado, el fuerte efecto blanqueante

del azufre normalmente no se aprovecha ya que se trata casi siempre de un elemento

residual, que además está fuertemente unido al manganeso formando MnS.

50

p

37.5 E E

o

25

o.

Graphitizing elements. %

(el

50

s

37.5 \---+--+----+---+---+----+

E E

25

o.

w

4

Carbide·promoting elements. %

Figura 12.7


190

Las diferentes morfologías del grafito (a 100x) se muestran en la Figura 12.8. El grafito

de las fundiciones grises aparece habitualmente en forma de láminas (grafito tipo A).

Este tipo de grafito suele estar asociado a un óptimo de las propiedades mecánicas de la

fundición. Cuando la solidificación tiene lugar de una manera más rápida se forma el

grafito tipo B o en forma de rosetas. El grafito tipo C, caracterizado por unas láminas

muy grandes y groseras, es el que aparece en las fundiciones hipereutécticas. La

morfología del grafito tipo D ocurre en fundiciones hipoeutécticas o eutéctícas enfriadas

a gran velocidad: es el grafito puntual. Por último, el grafito tipo E, caracterizado por

tener unas láminas muy finas y orientadas, es la morfología que aparece en las

fundiciones muy hipoeutécticas. No solamente la forma del grafito es importante, sino

también su tamaño y proporción, ya que ambos factores influyen directamente en la

resistencia mecánica de las fundiciones, como pone de manifiesto la Figura 12.9.

Type A

Type B

Type

e

Type E

Unilorm di.tribulion,

rondom oru,ntohon

Roselle rondom orientotion

Superimposed tloke

rondo m orlenlation

lnterdendritlc

rondom

Interdendritic seQreQolion,

preferred orlentotion

Figura 12.8

415

a..

345

c:

c:

275

205

100

3.25

3.5

3.75

4.0

4.25

4.5

4.75

135

0.125

0.25

0.375

0.50

0.635

0.75

0.90

Carbon equivalent, % Maximum flake length, mm

Figura 12.9

La fase matriz más habitual de las fundiciones grises es la perlita, que se forma por

transformación de la austenita en la región eutectoide, es decir que en esta gama de

temperaturas la fundición no sigue ya el diagrama estable (Figura 12.6) sino el diagrama

metaestable (Figura 12.3). De cualquier manera, si la velocidad de enfriamento es muy


191

lenta o si el potencial grafitizante de la aleación es elevado se pueden obtener matrices

fenito-perlfticas o incluso ferríticas, en cuyo caso la resistencia mecánica disminuye.

Por otro lado, cuando el contenido de fósforo de una fundición gris sobrepasa un

0.070% se forma un nuevo constituyente denominado esteadita, que es un eutéctico

ternario de hierro, Fe3C y Fe3P, que funde a 930°C, siendo de este modo el último

componente en solidificar (aumenta la colabilidad de la fundición). La presencia de

esteadita, como la de los carburos de hierro, aumenta la dureza pero disminuye la

resistencia mecánica de las fundiciones grises.

La norma ASTM A48 divide las fundiciones grises en diferentes clases en función de su

resistencia mecánica (el número identificativo de cada clase expresa su resistencia a la

tracción en ksi). La Tabla 12.3 muestra la composición química, resistencia a la

tracción, resistencia a compresión y módulo elástico a tracción de las distintas clases de

fundiciones grises. Ya se había puesto de manifiesto (Figura 12.9) que las fundiciones

que presentan la mayor resistencia y módulo elástico son las que poseen un menor CE y

que han sido enfriadas con una cierta rapidez para obtener láminas de grafito muy

pequeñas (la separación interlaminar de la fase matriz perlítica también será pequeña).

Debe también resaltarse que la resistencia a la compresión de las fundiciones es tres o

cuatro veces mayor que su resistencia a la tracción.

A48c1a.

C1ass 20

C1ass 30

C1ass40

C1ass 50

C1ass6O

3.40-3.60

3.10-3.30

2.95-3.15

2.70-3.00

2.50-2.85

HB

2.30-2.50

2.10-2.30

1.70-2.00

1.70-2.00

modulu.

20

25

30

35

40

50

60

152

179

214

252

293

362

431

572

669

752

855

965

1130

1293

I

,

156

174

210

212

235

262

302

66-97

79-102

110-138

130-157

141-162

Tabla 12.3

Las fundiciones grises constituyen más del 90% de todas las fundiciones. Aparte de su

fácil moldeo, se mecanizan muy bien (las láminas de grafito favorecen la operación al

cortar la viruta producida en el mecanizado). Otro efecto positivo de la presencia de

grafito es la capacidad que tienen estos productos para amortigüar vibraciones y

sonidos; de ahí su utilización en la fabricación de bancadas de máquinas y motores. Un


192

último problema inherente a las fundiciones es su inestabilidad dimensional al

calentarlas por encima de 400°C en virtud de la transformación de la cementita de la

perlita (p=7.4 g/cm 3 ) en grafito (p=2.2 g/cm3). La Figura 12.10 da cuenta del

hinchamiento lineal de las fundiciones grises a 455°C (aleación base: 3.3%C-2.2%Si) y

del efecto positivo que a este respecto tienen pequeñas adiciones de elementos

carburígenos como el cromo y el molibdeno.

0.050

o Iron A 0.31% Cr

0.040 · Iron B 0.23% Mo, 0.26% Cr Iron C 0.29% Mo, 0.63% Cu

Iron D 0.29% Mo, 0.05% Sn

0.020

0.010

__

__

__

o 500 1000 1500 2000 2500 3000 3500

Time, h

Fi gura 12.10

12.3.1. Tratamientos térmicos

Aunque las fundiciones grises suelen utilizarse directamente en estado bruto de moldeo,

en ocasiones concretas puden ser objeto de tratamiento térmico con objeto de conseguir

unas características determinadas. Los tratamientos térmicos más habituales son los de

recocido, relajación de tensiones y normalizado. El resto de los tratamientos térmicos

habitualmente utilizados con los aceros (temple, austempering, martempering, etc.) solo

se ejecutan en las fundiciones ligeramente aleadas con el fín de incrementar su

templabilidad.

El tratamiento de recocido se utiliza para mejorar la maquinabilidad de estos productos

e implica la obtención de una matriz ferrítica. La transformación de la fase matriz

perlítica en ferrita se puede inducir en un recocido subcrítico entre 700-760°C o por

calentamiento hasta la región austenítica (800-900°C, Figura 12.6) y enfriamiento muy

lento en la región eutectoide.


193

El tratamiento de normalizado consiste en una austenización a 87S-900°C seguida de un

enfriamiento al aire para transformar la austenita en perlita.

Por último el tratamiento térmico de relajación de tensiones se utiliza para reducir las

tesnsiones internas que se generan durante la solidificación y el enfriamiento de una

estructutura en estado bruto de moldeo. Consiste en un mantenimiento entre SOO y

6S0°C durante un tiempo variable entre 2 y 8 horas, seguido de enfriamiento al aire.

12.3.2. Fundiciones

aleadas

Las fundiciones grises aleadas se utilizan en aquellas aplicaciones que requieren

resistencia a la corrosión o en servicios a alta temperatura (resistencia a la oxidación).

Sus elementos aleantes mayoritarios son el silicio y el niquel.

Las fundiciones grises altas en silicio son unos productos baratos muy utilizados en

aplicaciones a elevada temperatura. Estas fundiciones de matriz totalmente ferrftica,

poseen buena resistencia a la oxidación hasta 900°C, en virtud de la formación de una

película superficial protectora de silicato de hierro. La Tabla 12.4 muestra las

propiedades mecánicas de las fundiciones aleadas con 6% y 14.S% de silicio: nótese el

endurecimiento que introduce el silicio en solución sólida en la ferrita. La resistencia

mecánica y la resistencia a la fluencia de estos productos se pueden mejorar con

pequeñas adiciones de molibdeno (0.S-2% Mo).

Comp

lmpact

TypeoriroD HB MPa J lI·lbr

High-siücon iron (14.5% Si) 13·26 690 lOO 2.7-5.4{a) 2-4(a)

0.1-3(b) O.l·2(b)

gray iran Si) 25-45 90·150 15-23(a)

(a) Unnotched 30.5 mm (1.2 in.)diam bar broken oyera 152 mm (6 in.) span in a Charpy (b) Charpy specimen.

Tabla 12.4

Las fundiciones grises aleadas al niquel son productos de matriz austenítica (su

temperatura Ms es inferior a la ambiente) que se caracterizan por una buena resistencia a

la corrosión y un buen comportamiento mecánico a alta temperatura. La Tabla 12.S

especifica 8 tipos de fundición alta en níquel normalizados en ASTM, cuatro de ellos (2,

2b,3 Y S) definidos para aplicaciones a alta temperatura y otros cuatro (1, lb, 4 Y 6)

para aplicaciones anticorrosivas (industria química, industria alimentaria, valvulería,

bombas, etc.). Tal y como se pone de manifiesto en la misma Tabla 12.S, las


194

fundiciones altas en niquel son considerablemente más resistentes (y también más

tenaces) que las fundiciones grises sin alear comparables.

UNS

TC(.) SI Mn NI Cu Cr MP. HB(b)

1(b)

lb

2(e)

2b

3

4

S

F41000

F41OO1

F41oo2

F41oo3

F4 1004

F4100S

F41006

3.oomax

3.oomax

3.oomax

loomax

2.60max

2.60max

2.40max

0.So-1.50

0.So-1.S0

0.50-1.50

13.50-17.50

13.So-l7.50

5.50-7.50

S.S0-7.50

0.5Omax

O.SOmax

O.SOmax

O.SOmax

O.sOmax

1.50-2.50

2.S0-3.50

1.50-2.50

2.S0-3.50

4.So-S.50

O.10 max(e)

170

20S

170

20S

170

170

140

131·183

149-212

118-174

171·248

118-IS9

149·212

99·124 6(f) F41oo7 3.oomax 1.50-2.S0 18.00-22.00 3.So-S.50 170 124-174

(al Total (b) Type 1is for appliealions in whieh!he presence ofeopperoffers eorrosion-resistance advantages. (el

2 is for applieations in whieh eopper eonlaminalion cannol be tolerated. sueh as handling of foods or eaustics. (d)

Where sorne machining is required. 3.0 lO 4.0 Cr is reconnmended. (e) Where increasedhardness. strenglh, and hearresistance are desired.

and where eKpansivity can be loleraled. Cr may be lO 2.5103.0%. (f) alsocontains Mo. (a) Mínimum. (b) 3000 kg load

Tabla 12.5

12.5. Fundiciones dúctiles o nodulares

Las fundiciones grises dúctiles, nodulares o esferoidales se caracterizan por presentar el

grafito en forma de pequeñas esferas, lo que se consigue al realizar una ligera adición de

magnesio inmediatamente antes de realizar la colada. Como se de manifiesto en la

Figura 12.11 basta una proporción de magnesio residual de 0.03-0.05% para modificar

la forma del grafito. Se habla de magnesio residual, ya que el contenido real de

magnesio que debe añadirse al caldo depende de su contenido en azufre: en virtud de la

alta afinidad existente entre estos dos elementos, en primer lugar se forma MgS.

420

100

3S0

300

80

240

SO

180

a. 40

20

c: al

1- 120

SO

o

O

o 0.01 0.02 0.03 0.04 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5

Residual magnesium. %

Figura 12.11

Strain, %


195

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

brusca sino que para las adiciones insuficientes de magnesio se forma el grafito

compacto, de morfología intermedia entre las otras dos. Dado que el efecto del grafito

sobre las propiedades mecánicas de las fundiciones se puede asimilar a la existencia de

entallas internas, el paso de grafito laminar a grafito esferoidal se traduce en un fuerte

aumento de la resistencia mecánica y de la ductilidad (el cambio de morfología reduce

considerablemente la concentración local de la tensión). En la misma Figura 12.11

también se comparan las curvas tensión-deformación a tracción de una misma fundición

con diferentes morfologías de grafito.

La Tabla 12.6 presenta las propiedades mecánicas y aplicaciones de las fundiciones

nodulares más comunes. Los tres números que identifican el grado de estas fundiciones

son la carga de rotura (en ksi), el límite elástico (en ksi) y el alargamiento (en %). Los

grados menos resistentes mecánicamente tienen matrices ferríticas, mientras el grado de

mayor resistencia mecánica (120-90-02) corresponde a una fundición de matriz

martensítica, templada y revenida, siendo los grados intermedios fundiciones de matriz

ferrito-perlítica o perlítica.

Gradeor

No. .. Te(a) Si Mn P S

AS1MA395:

ASMESA395

AS1MA476:SAE

AMS5316C

80-60-03

3.00rnin

3.00min(c)

2.50max(b)

3.0max

0.08max

0.08max

0.05max

Ferrilic:

al elevated

Paper rniU

pans for use

mUs. al

up 10 230 oC

Ferritic: may be annealed Shock·resistant pans: low.

65-45-12(d) Mostly fenitic: or

service

General service

l00-70-03(d)

Ferriliclpearlitic:

Mostly pearlilic: may be

normalized

General service

BeSI combination of

wear resistance and

and

[20-90-02(d) oil quenched

response lO surface hardening

Highesl and wear

SAEJ434

60-42-10

60-42·10

45-30-12

D40 18(1)

3.0-37

3.20-4.10

1.2-2.3

1.80-3.00

0.25 max

0.10-1.00

0.03max

0.015-0.10

0.005-0.035

and tempered

CenlrifugaUy casI

CenlrifugaUy casI

Ferritic

Ferritic

resistance

Culven pipe

sewer pipe

service

Moderalely pans requiring good duclility and

04512(1) Ferriticlpearlitic

machinability

Moderately pans

requiring moderate

05506(1)

07003(1)

Ferriticlpearlitic

Pearlitic

machinability

HighJy pans requiring

good tOllghness

Highly parts requiring

very good wear resistance and

good response to selective

OQ&T(I) hardening

HighJy

parts requiring of microslrueture

SAE AMS 5315C ClassA 3.0min 2.50 max(g) 0.08max Ferritic: annealed and c10se control of

General shipboard service

Tabla 12.6

---


El m6dulo elástico de estas fundiciones, que varía entre 164 y 176 OPa, no depende

apenas del grado y aumenta significativamente con la nodularidad.

Los tratamientos térmicos habituales de las fundiciones nodulares son similares a los

que se ejecutan en las fundiciones grises laminares (apartado 12.3.1). La Figura 12.12

esquematiza la curva de transformaci6n en enfriamiento continuo (CCT) de una

fundici6n nodular genérica y sobre ella se especifican las microestructuras de la fase

matriz que se formaría en los enfriamientos propios de los tratamientos de recocido

(ferrita), normalizado (perlita) y temple (martensita).

La principal aplicaci6n de las fundiciones nodulares es la fabricaci6n de tuberías (por

colada centrifugada) mientras que la segunda aplicaci6n en importancia corresponde al

sector del autom6vil.

y

Upper critical temperature

Annealing

Quenching

Time

Figura 12.12

12.5.1. Fundiciones nodulares austemperizadas, ADI

Recientemente ha habido un gran interés en el desarrollo de las fundiciones nodulares

tratadas térmicamente por austemperizado (véase apartado 7.4.2). La Figura 12.13

muestra, sobre un diagrama genérico de la transformaci6n isoterma de una fundici6n

nodular ligeramente aleada, el tratamiento térmico de austemperizado. Este tratamiento

consiste en una austenizaci6n seguida de un enfriamiento rápido del producto

(normalmente en sales fundidas) hasta alcanzar una temperatura intermedia que se

mantiene el tiempo suficiente para que la austenita metaestable se transforme en ferrita


197

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

1 de la transformación). El tratamiento isotermo se detiene antes de alcanzar el estadio 11

de la transformación de la austenita, consistente en la formación de ferrita y cementita.

Esta transfonnación no habitual de la austenita en la región bainítica viene promovida

por la presencia de 2-3% de silicio, que por su carácter grafitizante, retrasa mucho la

fonnación del Fe3e. En el enfriamiento posterior al aire, la austenita no transformada,

enriquecida en carbono, YH, no se transforma en martensita ya que su temperatura M.,

como se observa en la misma Figura 12.13, ha descendido por debajo de la temperatura

ambiente.

Upper critical temperature

+ graphite

i

:\ : \

5tage 11

+ FeJe) bainite

M

Mf

Room temperature

I

1\1 \

1 \

1\

I

\

\

\

\ \ ·

\

1 1

\ \

\ \

\ \

\ \

\ \

\ \

\ \

\

\ \

\ \ \

\

Time

Figura 12.13

Las fundiciones ADI ("austempered ductile iron"), cuyas propiedades mecánicas se

presentan en la Tabla 12.7, son unos productos que se han aleado ligeramente (1-2%)

con níquel, molibdeno y/o cobre para mejorar su templablidad y posibilitar la

realización del tratamiento de austemperizado. La Figura 12.14 compara las propiedades


198

mecánicas fundamentales de las fundiciones ADI con las de las fundiciones templadas y

revenidas y con los grados ASTM convencionales (recocidas y normalizadas).

Yleld (min)

lmpad(.)

1\ ·lbr HB(c)

850

1050

125

150

550

700

80

100

10

10

7

7

100

80

75

60

269·321

269·321

302-363

302·363

175-125-4 1200

175 850

125 4

4 60

45

1400

1600

200

230

\100

1300

155

185

I

I

(b)

(b)

35

(b)

25

(b)

388-477

388-477

(a) Unnolehed Charpy bars tested at72 ±7 °F (22 ±4 oC). The values in table are a minirnwn for the average of!he highesl test

values offoar tesled samples. (b) Elongation and impacl requirements are no! specified. Although 155-1, 1100-1.

185, and are used for gear and wearresistanee applieations, grades and have applications

where some sacrifice in wear resistance is accep13ble in arder to provide a lirnited amount of

mandalory and is shown for infonnalion

Tabla 12.7

AUSTEMPERED

and toughness. (e) Hardness is nal

1400

1200

160

1- 140

z

a:: 120 1- (J)

100 ...J

z 80 1-

60

\ \

\ , \

\

\

\

ASTM GRADES

TEMPER

1000

800 600 400

1-

z 1- (J)

...J

z

1-

40 0

5

10

15

20

ELONGATION

Figura 12.14

Otro punto, importante a tener en cuenta es que las propiedades finales de las

fundiciones ADI están muy influenciadas por la temperatura a la que se realiza el

mantenimiento isotérmico de austemperizado. Cuando esta temperatura es baja (200-

260°C) se obtiene una microestructura muy fina de gran dureza y resistencia al

desgaste, mientras que para las temperaturas más altas (300-350°C), se obtienen

productos de alta tenacidad y resistencia a la fatiga. La Figura 12.15 muestra la

variación de las propiedades mecánicas fundamentales de dos fundiciones ADI (con

diferente contenido en manganeso) al variar la temperatura de austemperizado.


1790

1655

1515

Tensile strength

150

199

1380

1240

11 00

965

825

690

Yield

strength

....,

120

90

60

30

o

240 260 290 315 345 370 400 240 260 290 315 345 370 400 Austempering temperature. ·C Austempering temperature. oc

Figura 12.15

12.6. Fundiciones maleables

Las fundiciones maleables difieren del resto de las fundiciones descritas en los

apartados anteriores en que se trata de fundiciones que inicialmente son blancas

(microestructura a base de cementita y perlita) y se convierten en fundiciones grises en

un tratamiento térmico postrerior. Por esta razón esta familia de fundiciones tienen un

contenido en silicio intermedio entre las fundiciones blancas y grises (véase Figura

12.2).

El tratamiento de maleabilización de la fundición blanca consiste en un calentamiento

de austenización entre 800 y

y mantenimiento suficientemente prolongado (entre

20 y 30 horas) para descomponer toda la cementita en grafito, de acuerdo con la

siguiente reacción:

Fe3 C y + Grafito

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

una matriz de ferrita, ferrita y perlita o perlita, dependiendo de la velocidad del

enfriamiento posterior a la austenización. Las propiedades mecánicas de esta familia de

fundiciones va a depender principalmente de la microestructura de la fase matriz.

Una fundición maleable de matriz perlítica puede tener una resistencia de 400-600 MPa

con alargamientos entre 10 y 2%. Estas fundiciones reciben el nombre de fundiciones

maleables de corazón negro o americanas para diferenciarlas de otras fundiciones

maleables que se producen en Europa, denominadas de corazón blanco, y que resultan

de la descarburación superficial de la fundición blanca de partida.


200

El tratamiento de maleabilización europeo consiste en un recocido oxidante con el que

se trata de descomponer la cementita y eliminar todo el carbono del producto por

difusión hasta la periferia de la pieza y salida de ésta por combinación con el oxígeno

para producir CO2· El tratamiento consiste entonces en la austenización de la fundición

blanca de partida a una temperatura muy alta (950-1050°C) y permanencia durante 75-

100 horas para facilitar la salida del carbono. De cualquier manera no todo el carbono

disuelto en la austenita logra difundir hasta la superficie, por lo que es necesario realizar

un enfriamiento lento hasta unos 650°C para evitar la precipitación de Fe3C y la

formación de perlita en la región central de la pieza. La microestructura final de estas

fundiciones es totalmente ferrítica en la superficie, pudiendo también quedar pequeños

nódulos de grafito en el centro de la pieza, cuando éstas tienen un diámetro superior a 7

mm.

La fundición maleable europea posee una resistencia a la tracción en torno a 350 MPa,

5-20% de alargamiento y una dureza Brinell de aproximadamente 150 unidades.

201

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11

Ir I I

" 1

r

0.1

ROUND BARS

I

AnexoI

6.0

0.0

2.0

1.0

0.70

203

I

: I ,

I

I , I

z

0.20

o 3.0

III

2.0

ROUND BARS

1.0

I 11/4

.1 1/2

B.O

7.0

6.0

DISTANCE WATER- COOl.ED END -INCHES 2.0

1.0

0.70

4.0

3.0

2.0

1.0

0.2

'/2'

I

11/2

2

DISTANCE FROM WAn:R-COOLED END-INCHES

¡I I

II I

AnexoI

8.0

204

7.0

0.2

2.0

1.0

,1

1

I

ROUND

I

RS

LO

0.7

1/2 I 11/2 2

OISTANCE FROM WATER-COOlEO ENO -INCHES

8.0

7.0

6.0

4.0

2.0

1.0

0.7

z..J

Z

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2.0

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2

OISTANCE FROM WATER-COOlEO ENO-INCHES

AnexoI

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205

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I

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"H" or severity ot quench values tor various quenching conditions

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0.35

0.50

0.70

1.00

1.50

2.00

5.00

Quenchlng candlllan

Poor oil quench·no agllatlon

Good oil quench-moderale agltatlon

Very good 011 quench·good agltatlon Strong 011 quench·vlolenl agilalion

Poor water quench-no agitallon

Very good water quench-strong agitatlon Brine quench-no agltallon

Brine quench-violenl agltalion

Ideal quench

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