T 2-5-Rev 0

ASOCIACIÓN ESPAÑOLA DE SOLDADURA Y TECNOLOGÍAS DE UNIÓN

-CURSO DE FORMACIÓN DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA-

TTEEMMAA 22..55

AALLEEAACCIIOONNEESS HHIIEERRRROO -- CCAARRBBOONNOO

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Julio 2004


-CURSO DE FORMACIÓN DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -1-

ÍNDICE

1.- TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO Y NO EQUILIBRIO (ESTABLES Y METAESTABLE) 1.1.- Diagrama de equilibrio Fe-Fe3C

1.1.1.- Reacciones invariantes en las líneas horizontales HJB, ECF y PSK del diagrama. 1.2.- Propiedades de los microconstituyentes

1.2.1.- Ferrita (α) 1.2.1.1.- Como elemento proeutectoide que acompaña a la perlita, presentándose. 1.2.1.2.- Como elemento eutectoide de la perlita, formando láminas paralelas, separadas por otras láminas de cementita.

1.2.2.- Cementita (Fe3C) 1.2.3.- Perlita (P) 1.2.4.- Austenita (γ) 1.2.5.- Martensita 1.2.6.- Troostita 1.2.7.- Bainita

1.3.- Región Delta 1.4.- ENFRIAMIENTO LENTO DEL ACERO

1.4.1.- Aceros hipoeutectoides (% C < 0,8) 1.4.2. Aceros hipereutectoides (0,8 < % C < 2,0)

2.- PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS ACEROS AL CARBONO SIN TRATAMIENTO TERMICO 2.1.- Diagramas Tiempo Temperatura Transformación (TTT).

3.- DIAGRAMAS TTT DE DIFERENTES TIPOS (ISOTÉRMICO, DE ENFRIAMIENTO CONTINUO, DIAGRAMAS TTT PARA EL SOLDEO).

3.1.- Importancia de los diagramas TTT para aplicaciones en el soldeo.

4.- INFLUENCIA DE LOS ELEMENTOS DE ALEACIÓN

5.- ELEMENTOS FORMADORES DE CARBUROS.

6.- CONTROL DE LA TENACIDAD 6.1.- Concepto t8/5.


1.- TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO Y NO EQUILIBRIO (ESTABLES Y METAESTABLES)

Las aleaciones hierro-carbono son los materiales de fabricación que más se utilizan intensivamente en la industria, como por ejemplo, los aceros para estructuras, aceros para herramientas, aceros resistentes a la termofluencia, aceros inoxidables, hierros fundidos (fundiciones), etc.

Las propiedades del hierro en estado casi puro son:

Carga de rotura (Resistencia a tracción) : 275 N/mm2

Deformación (en 50 mm) : 40 %

Dureza : 90 HB

El hierro puede existir en dos o más tipos de estructura cristalina en estado sólido, dependiendo de la temperatura, esta propiedad se denomina alotropía. La figura 1 muestra los cambios de estructura en estado sólido que presenta el hierro puro durante su enfriamiento desde el punto de fusión hasta la temperatura ambiente.


FIGURA 1

T (ºC)

Líquido 1539

1410

910

L → Fe-δ

Fe-δ → Fe-γ

Fe-γ → Fe-α

Fe-δ (BCC ó CCCu)

Fe-γ (FCC ó CCCa)

Fe-α (BCC ó CCCu)

tiempo

CAMBIOS DE ESTRUCTURA EN ESTADO SÓLIDO DURANTE EL ENFRIAMIENTO DEL HIERRO PURO


-C

1.1.- Diagrama De Equilibrio Fe-Fe3c

La figura 2 representa las aleaciones hierro carbono en el diagrama de equilibrio Fe-Fe3C. Se muestra la zona entre el Fe puro o ferrita (línea vertical izquierda) y un compuesto intersticial Fe3C (línea vertical derecha) que contiene 6,67 % de carbono en peso.

URSO DE FORMACIÓN DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -3-

E

P

Acm

A3

A3,1

0,8 % 2,0 %

B (0,5 %C)

Fe3C 4,3

H

γ

γ + L

L

γ + Fe3C

α+γ

α + Fe3C

α

Hierros fundidos blancos (Fundiciones blancas)

Hipoeu- tectoides Hipereutectoides Hipoeutécticas

Hipereu- técticas

Sistema estable o Fe-C de equilibrio A

K

J

S

F

Aceros

C

FIGURA 2

FASES DEL DIAGRAMA FE-FE3C QUE REPRESENTAN LAS ESTRUCTURAS EN FUNCIÓN A LA VARIACIÓN DE LA TEMPERATURA Y EL

CONTENIDO DE CARBONO A PRESIÓN ATMOSFÉRICA



Las características más importantes que presenta el diagrama son las siguientes:

La temperatura a la que ocurren los cambios alotrópicos en las aleaciones, varía con el contenido de carbono. Por ejemplo el hierro puro solidifica, a temperatura constante (1539 °C) con sobreenfriamiento en Fe-δ (Ferrita delta, o hierro delta). Cuando contiene un 0,4% C en peso, el cambio de fase L → Fe-δ, se inicia a una temperatura menor aproximadamente a 1510ºC como muestran las figuras 2 y 4.

Debido a que el radio atómico del carbono (Rc = 0,77 angstrom) es menor que el del hierro (RFe = 1,241 ángstrom), el carbono se ubica en los intersticios de la red cristalina de los átomos más grandes que corresponden al hierro. Por ello, las aleaciones Fe-Fe3C sólo pueden presentar como fases: soluciones sólidas intersticiales (ferrita “δ”, austenita “γ” y ferrita “α”) o un compuesto intersticial (cementita “Fe3C”).

La máxima cantidad de carbono que se puede disolver en el hierro δ es 0,1 % a 1492 ºC (punto H en las figuras 2 y 4), mientras que en la austenita es de 2 % a 1130 ºC (punto E en la figura 2). La ferrita disuelve hasta un máximo de 0,025 %C a 723º C punto P en la figura 2) y disminuye conforme lo hace la temperatura, a temperatura ambiente la ferrita solo disuelve 0,008 % C.

1.1.1.- Reacciones invariantes en las líneas horizontales HJB, ECF y PSK del diagrama.

El diagrama Fe-Fe3C muestra tres líneas horizontales que indican reacciones a temperatura constante. Las reacciones isotérmicas son:

a) Reacción peritéctica, ocurre a la temperatura de 1492 - 1499 ºC (línea HJB):

L + δ ↔ γ

Líquido + Fe-δ ↔ austenita

Como consecuencia de la reacción peritéctica se forma austenita. Esta reacción se observa solamente en las aleaciones que contienen del 0,1 al 0,5% de carbono.

b) Reacción eutéctica, ocurre a la temperatura de 1130 - 1147 ºC (línea ECF):

L ↔ (γ + Fe3C) MEZCLA EUTÉCTICA

Liquido ↔ (austenita + cementita) LEDEBURITA

Resultando de esta reacción el constituyente eutéctico denominado ledeburita, compuesto por una mezcla de austenita y cementita. Esta reacción se realiza en aquellas aleaciones que contienen más de 2,14% de carbono.

c) La tercera reacción, llamada eutectoide, ocurre a temperaturas comprendidas entre 723 a 727 ºC.

γ ↔ (α + Fe3C) MEZCLA EUTECTOIDE

Austenita ↔ (ferrita + cementita) PERLITA

Como producto de transformación se produce una mezcla eutectoide, en capas sobrepuestas de ferrita y cementita cuyo nombre es perlita.


Siempre que una aleación durante su enfriamiento (o calentamiento) cruce una de las tres líneas horizontales sufrirá una reacción isotérmica, por ello, las aleaciones con un contenido de carbono menor de 0,1% y mayores de 0,5% no sufrirán la reacción peritéctica (ver figura 4). Del mismo modo, las aleaciones

-C con un contenido menor de 2 % de carbono no presentarán la reacción eutéctica.

Fe


γ

γ + L

L

L +

Fe3C

γ + (γ + Fe3C)

[γ + (Ledeburita)]

Fe3C +

(γ+Fe3C)

γ + α

γ + Fe3C

P + (P + Fe3C)

[P + (Ledeburita transformada)]

α + P

[α+(α+Fe3C)]

(P + Fe3C) +

Fe3C Fe3C + P

[(α+Fe3C)+ Fe3C]

α

FIGURA 3

DIAGRAMA METAESTABLE FE-FE3C INDICANDO LOS MICROCONSTITUYENTES QUE SE PRESENTAN, DE ACUERDO CON LA VARIACIÓN

DE LA TEMPERATURA Y EL CONTENIDO DE CARBONO A PRESIÓN ATMOSFÉRICA.

La diferencia del diagrama de equilibrio (estable) con el diagrama de transformaciones de no equilibrio (metaestable), consiste en la forma en que se encuentra diluido el carbono. Las transformaciones de no equilibrio presentan el carbono unido al hierro en forma de carburo, cuya estructura es la cementita (Fe3C), mientras que en las transformaciones de equilibrio, el carbono está libre, en forma de grafito. Las diferentes estructuras en ambas clases de transformaciones dependen del contenido de carbono. Las estructuras que se obtienen están definidas en la tabla 1.



Obsérvese que el grafito cambia en proporción al contenido de carbono, además, su precipitación en las fundiciones, depende del contenido de silicio, magnesio y de la velocidad de enfriamiento. Con mayor contenido de silicio y un enfriamiento lento, se obtienen fundiciones de grafito laminar. Con adición de silicio en la colada y un tratamiento térmico posterior al moldeo, se precipita el grafito esferoidal o nodular.

< 0,008%C 0,008–0,02%C 0,02–0,8%C 0,8–2%C 2–4,3%C 4,3–6,67%C

Hierro α Hierro α+ Fe3C Hierro α+ Fe3C Hierro α+ Fe3C Hierro α+ Fe3C Hierro α+ Fe3C Transforma-ciones de no

equilibrio (metaestables) Ferrita

Ferrita + Cementita Terciaria

Ferrita + Perlita Perlita +

Cementita secundaria

Perlita + Ledeburita

Cementita primaria + Ledeburita

< 0,008%C 0,008–0,02%C 0,02–0,8%C 0,8–2%C 2–4,3%C 4,3–6,67%C

Hierro α Hierro α +

grafito Hierro α +

grafito Hierro α +

grafito Hierro α +

grafito Hierro α +

grafito Transforma-

ciones de equilibrio (estables)

Ferrita Ferrita + grafito

terciario Ferrita + grafito

eutectoide

Grafito eutectoide +

grafito secundario

Grafito eutoctoide +

grafito eutéctico

Grafito primario + grafito eutéctico

TABLA 1

ESTRUCTURAS POSIBLES EN LAS TRANSFORMACIONES DE EQUILIBRIO Y NO EQUILIBRIO.

1.2.- Propiedades de los microconstituyentes

1.2.1.- Ferrita (α)

Este constituyente, es hierro α con átomos de carbono insertados , y está formado por hierro casi puro que puede contener en solución pequeñas cantidades de silicio, fósforo y elementos residuales. Cristaliza en el sistema cúbico centrado en el cuerpo, estando el cubo elemental formado por 8 átomos situados en los vértices y uno en el centro. Sus principales propiedades mecánicas son, dureza Brinell HB ~ 80, carga de rotura σmáx = 270 N/mm2 alargamiento relativo δ= 40%.

En los aceros aparece bajo las siguiente formas:

1.2.1.1.- Como elemento proeutectoide que acompaña a la perlita, presentándose.

En forma de cristales mezclados con los de perlita cuando el carbono es menor a 0,55%.

Formando una red que limita los granos de perlita cuando el contenido de carbono está entre 0,55 y 0,85%.

En forma de agujas orientadas en la dirección de los planos cristalográficos de la austenita. A este tipo de cristalización se denomina estructura de Widmanstten.



1.2.1.2.- Como elemento eutectoide de la perlita, formando láminas paralelas, separadas por otras láminas de cementita.

En los aceros de 0,9 o 1,4% de carbono, aceros al carbono de herramientas, recocidos a temperaturas cercanas a 721º, aparece formando la matriz que rodea a los glóbulos de cementita.

Puede aparecer formando zonas blancas irregulares o agujas finas en los aceros hipoeutectoides templados, cuando las temperaturas de calentamiento han sido más bajas que la crítica, hubo interrupción en el calentamiento o el tiempo de calentamiento ha sido insuficiente.

1.2.2.- Cementita (Fe3C)

Es una estructura frágil cuyo punto de fusión es de aproximadamente 1250ºC. Siendo la cementita, el constituyente de mayor dureza (> 800 HB), presenta una baja resistencia a tracción (35 MPa), una ductilidad nula (% ε =0) y alta resistencia a la compresión. Su estructura cristalina es ortorrómbica pero no experimenta transformaciones alotrópicas. Es magnética a temperatura ambiente, perdiendo su magnetismo a 218 °C.

La cementita es apta para formar soluciones sólidas de sustitución. Los átomos de carbono pueden ser sustituidos por átomos de no metales: de nitrógeno, de oxígeno, y los átomos de hierro, por metales: de manganeso, de cromo, de volframio, etc. Esta solución sólida a base de la red de la cementita se llama cementita aleada. La cementita es un compuesto inestable y en determinadas condiciones se descompone formándose carbono libre en forma de grafito.

La cementita puede aparecer.

a) en los aceros de más de 0,90% C, como cementita proeutectoide formando una red que envuelve los granos de perlita, y también en forma de agujas finas que partiendo de la red se dirigen hacia el interior de los cristales en las estructuras en bruto de colada.

b) en forma de láminas paralelas separados por otras de ferrita, es decir formando parte de la perlita.

c) en los aceros de 0,9 a 1,4% de carbono que han sufrido un recocido a temperaturas próximas a 721º, en forma de granos redondos dispersos en una matriz ferrítica.

cuando se templan los aceros hipereutectoides estando la temperatura comprendida entre Ac cm y Ac 321 o cuando el tiempo de temple no ha sido suficiente, aparece rodeada de martensita o de otros constituyentes de transición.

1.2.3.- Perlita (P)

Es un constituyente eutectoide que contiene 0,8 % C, formado por capas alternadas de ferrita α y cementita Fe3C. La perlita se forma a temperatura constante a partir del enfriamiento de la austenita a 723 ºC. Posee una resistencia a la tracción que varía de 600 MPa - 850 MPa y una dureza entre 200 - 300 HB, ambas dependen de la distancia interlaminar (entre las láminas de cementita). Su alargamiento es de 20 % aproximadamente.

Contiene aproximadamente seis partes de hierro y una de carbono que corresponde a 13,5% de CFe3 y 86,5% de Fe y a 0,9%C y 99,1% de Fe.



La distancia interlaminar de la perlita disminuye al aumentar la velocidad de enfriamiento, y de acuerdo con esta característica se clasifica en:

• perlita gruesa con una separación de unas 400 µµ , una dureza de 200 Brinell, y se obtiene por un enfriamiento lento.

• perlita normal tiene una separación de 350 µµ, y 220 Brinell de dureza.

• perlita fina tiene una distancia interlaminar de 250 µµ y 300 Brinell de dureza

1.2.4.- Austenita (γ)

Es una solución solida de carbono en hierro gamma. Puede contener desde 0 a 2% de carbono, siendo por tanto, un constituyente de composición variable.

Se considera que su estructura cristalina es cúbica centrada en las caras, como la red de hierro γ, pero compuesta por átomos de hierro con inserción de átomos de carbono.

La austenita tiene una resistencia de 88 a 105 Kg/mm2 aproximadamente, su dureza es de 300 Brinell y su alargamiento de 30 a 60%. Es poco magnética, blanda, muy dúctil y tenaz.

En los aceros al carbono no se presenta a temperatura ambiente, debido a que a 723 ºC se transforma en perlita durante su enfriamiento. Es el constituyente más denso de los aceros.

Las aleaciones que se obtienen de acuerdo con el diagrama de equilibrio Fe-Fe3C se pueden clasificar tomando como referencia su contenido de carbono, aquellas con un contenido de carbono menor a 2,0% se denominan aceros y los que contienen entre 2,0% y 6,67% se les denomina hierros fundidos blancos (fundiciones blancas). Los aceros se subdividen tomando como referencia el punto eutectoide (0,8% C) en aceros hipoeutectoides (carbono menor a 0,8%) e hipereutectoides (carbono entre 0,8 y 2,0%). De igual manera las fundiciones blancas se subdividen en fundiciones blancas hipoeutécticas (carbono entre 2,0% y 4,3%) e hipereutécticos (carbono entre 4,3 y 6, 67%).

1.2.5.- Martensita

Es una solución sólida sobresaturada de carbono en hierro α y se obtiene por enfriamiento rápido de los aceros desde la temperatura de austenita. Cristaliza en el sistema tetragonal, estando su retícula elemental formada por un paralepípedo muy parecido al cubo de cuerpo centrado del hierro alfa. Los átomos de carbono son los responsables de la deformación de la retícula cúbica del hierro alfa que se transforma en tetragonal, teniendo el paralepípedo elemental dos lados iguales y el tercero, mayor, guarda con los otros una relación variable entre 1,06 y 1 cuando el contenido de carbono disminuye desde 1% hasta 0.

La martensita tiene una resistencia de 170 a 250 Kg/mm2, una dureza de 50 a 68 Rockwel-C y un alargamiento de 2,5 a 0,5%. Es magnética.

1.2.6.- Troostita

Es un agregado extremadamente fino de cementita y de hierro alfa, de forma nodular, oscuro y aparece generalmente acompañando a la martensita y la austenita, situándose en los contornos de los cristales.


-CUR

Se produce por enfriamiento de la austenita a velocidad inferior a la crítica de temple, o por transformación isotérmica de la austenita a temperaturas entre 500 a 600º.

Tiene una resistencia de 140 a 175 Kg/mm2, su dureza es de 400 a 500 Brinell y el alargamiento de 5 a 10%.

1.2.7.- Bainita

Es un constituyente que se forma en la transformación isotérmica de la austenita cuando la temperatura del baño de enfriamiento es de 250º a 600º. Se pueden distinguir dos tipos diferentes de bainita, la bainita superior de aspecto arborescente formada a 500º-530º y la bainita inferior formada a 250 - 400ºC de forma acicular. La bainita se obtiene mediante el tratamiento isotérmico de austempering

1.3.- Región Delta

Ningún tratamiento térmico se realiza a escala industrial a temperaturas cercanas a la región delta (figura 4), pero el estudio de esta transformación peritéctica es de importancia para la observar la existencia de ferrita delta a elevadas temperaturas, cuya existencia se puede ampliar a temperatura ambiente, solo en los aceros de alta aleación (aceros ferríticos). En los aceros al carbono, la formación de la ferrita delta (δ) solamente ocurre en estos rangos de temperatura y contenido de carbono.

SO DE FORMACIÓN DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -9-

1539

1492

1410

H J

FIGURA 4

REGIÓN DELTA MOSTRANDO LA REACCIÓN , PERITÉCTICA, A TEMPERATURA CONSTANTE.


1.4.- ENFRIAMIENTO LENTO DEL ACERO

1.4.1.- Aceros hipoeutectoides (% C < 0,8)

Si un acero hipoeutectoide es enfriado lentamente, desde la región austenítica (figura 5), cuando cruce la línea A3 iniciará la formación de una nueva fase: ferrita (Fe-α), la que continuará su crecimiento hasta que se alcance la línea A1 en donde toda la austenita restante se transformará a temperatura constante en perlita. A la ferrita que se forma antes que ocurra la reacción isotérmica eutectoide, entre las líneas A3 y A1, se le denomina α proeutectoide o α primaria. Un acero al carbono hipoeutectoide presentará mayor porcentaje de perlita a mayor contenido de carbono, siendo la perlita de 100% cuando se alcanza un 0,8% de carbono (acero eutectoide).

La microestructura de un acero con 0,4% de carbono, a temperatura ambiente, estará compuesta por 50% de ferrita primaria y 50% de perlita; con 0,6% C presentará 25% de ferrita primaria y 75% de perlita.

Fases: ferrita (α) y cementita (Fe3C)

Microconstituyentes: ferrita primaria (α) y perlita (α + Fe3C)

-CURSO DE FORMACIÓN

FIGURA 5

ENFRIAMIENTO LENTO DE UN ACERO HIPOEUTECTOIDE.

DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -10-


-C

1

línqed

URSO DE FORMACI

FIGURA 6: MICROESTRUCTURA DE UN ACERO CON 0,1 % C. FIGURA 7: MICROESTRUCTURA DE UN ACERO CON 0,4 % C.

.4.2. Aceros hipereutectoides (0,8 < % C < 2,0)

Si un acero hipereutectoide es enfriado lentamente, desde la región austenítica (figura 8), cuando cruce la ea Acm iniciara la formación de una nueva fase: cementita (Fe3C), la que continuará su formación hasta

ue se alcance la línea A1 o A3,1 en donde toda la austenita restante se trasformará a temperatura constante n perlita. Un acero al carbono hipereutectoide presentara mayor porcentaje de perlita cuando el contenido e carbono se aproxime a 0,8 %.

Fases: ferrita (α) y cementita (Fe3C)

Microconstituyentes: perlita (α + Fe3C) y cementita primaria (Fe3C)

ÓN DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -11-

FIGURA 8

ENFRIAMIENTO LENTO DE UN ACERO HIPEREUTECTOIDE.



La figura 9 muestra un acero eutectoide (0,8 % C) con 100 % de perlita como constituyente. La figura 10 muestra la microestructura de un acero hipereutectoide, compuesta por una red delgada de cementita, que rodea a los granos de perlita.

FIGURA 9: ACERO EUTECTOIDE (0,8 % C). FIGURA 10: ACERO HIPEREUTECTOIDE

2.- PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS ACEROS AL CARBONO SIN TRATAMIENTO TERMICO

A mayor contenido de carbono, aumentan el contenido de cementita y la dureza (ver figura 11). Pero disminuyen, la ductilidad, la tenacidad, la facilidad de mecanización y la aptitud para el soldeo. La resistencia mecánica aumentan con el contenido de carbono hasta 0,8 %, luego se mantiene prácticamente en un valor constante. Además la facilidad de temple, y la fragilidad aumentan con mayor contenido de carbono. Otra propiedad que disminuye con el contenido de carbono es la aptitud para la deformación en caliente, o aptitud para el proceso de forja.

Las propiedades de dureza y carga de rotura son proporcionales en los aceros de baja resistencia, una regla práctica es multiplicar por 3,36 la dureza Brinell para determinar una aproximación de la posible carga de rotura. Por ejemplo un acero cuya dureza Brinell sea 100HB tendrá aproximadamente una carga de rotura de 336 N/mm2. Es evidente que los valores reales de la carga de rotura solamente se pueden conocer mediante el ensayo de tracción.

Se han propuesto diversas fórmulas para expresar la resistencia a tracción o carga de rotura (Rm o σmáx) de un acero hipoeutectoide ( C < 0,8%) sin tratamiento térmico, una de ellas es la siguiente:

)(%6,705,278,0

)(%848,0

)(%8,05,27100

)(%84)(%5,27)/( 2 CxCCperlitaxxmmkgmáx +=+−

=+

=ασ


-CURSO DE

2.1.- Dia

Estos dtiempo y demorar austenita determinaenfriamien

La figueutectoide

La ausinicio de composictemperatu

La esctransformobtendríatransformde los conque a su v

FORMACIÓN DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -13-

Resiliencia

Carga de rotura

Límite elástico

Deformación en 50 mm

100 80 60 40 20

kg/mm2

FIGURA 11

VARIACIÓN DE LAS PROPIEDADES MECÁNICAS CON EL % DE C.

gramas Tiempo Temperatura Transformación (TTT).

iagramas representan claramente el inicio y fin de la transformación de la austenita, en función del de la temperatura. El tiempo está en escala logarítmica, porque las transformaciones pueden varios minutos, inclusive horas o días. Además, estos diagramas representan la cantidad de transformada, y los porcentajes de los constituyentes resultantes de la transformación a una da temperatura para los diagramas TTT isotérmicos, y a una determinada velocidad de to para los diagramas TTT de enfriamiento continuo.

ra 15 muestra un diagrama TTT isotérmico correspondiente a un acero no aleado de composición .

tenita aparece claramente identificada a la izquierda de las curvas, la primera nariz representa el la transformación, y la segunda el final de la transformación. Al pie de la figura se indica la ión química del acero, la temperatura de austenización y la duración de la permanencia a esta ra con la que se obtendrá un tamaño determinado de grano.

ala de durezas que se encuentra en el eje vertical derecho, indica que a cada temperatura de ación le corresponde una dureza, siendo la dureza correspondiente a la estructura que se finalmente si se permitiera finalizar la descomposición de la austenita a la temperatura de ación correspondiente. Las curvas TTT varían de acuerdo con la naturaleza y composición química stituyentes resultantes de la descomposición isotérmica de la austenita a una temperatura dada, ez cambian de un acero a otro.


-CURSO DE

CURVA TT= 0,010)

REPRESE

En la pparticularformaciónconstituyeúnico con

Por detransformde forma que se dtransformla descom

El límidescompocomienzomartensitagráfico dey M90 señ


A’

A’’

A’’’

FIGURA 12

T DE UN ACERO AL CARBONO DE COMPOSICIÓN EUTECTOIDE (%C = 0,75, %MN = 0,75, %SI = 0,24, %S = 0,012, %P AUSTENIZADO A 800°C DURANTE 1/2 HORA. OBSÉRVESE LA NOTACIÓN UTILIZADA PARA LA TEMPERATURA CRÍTICA, AS

NTA LA TEMPERATURA DE COMIENZO DE FORMACIÓN DE AUSTENITA EN EL CALENTAMIENTO. LAS INICIALES I-T HACEN

REFERENCIA A LAS PALABRAS INGLESAS “ISOTHERMAL TRANSFORMATION”

arte superior del gráfico aparece marcada con trazo discontinuo la isoterma A1 que, en este caso aparece marcada como AS, iniciales de “austenite starting”, temperatura de comienzo de de la austenita en el calentamiento. Por debajo de esta temperatura la austenita no es un nte estable de modo que es posible su descomposición isotérmica. Por encima de esta línea el stituyente que se puede encontrar es austenita.

bajo de la isoterma se encuentran las curvas de isotransformación correspondientes a las aciones Ar’ y Ar” de la austenita. Estas curvas tienen forma de C y la nariz que presentan separa, aproximada, los campos de temperaturas de las transformaciones Ar’ y Ar”. Así, para el ejemplo iscute, para temperaturas de transformación comprendidas entre A1 y 550°C se producen

aciones Ar’ (nivel de perlita) y, cuando la temperatura de transformación está por debajo de 550°C, posición de la austenita conduce a la formación de bainitas.

te inferior de temperaturas para las transformaciones isotérmicas que dan productos de sición Ar” (nivel de bainitas) viene marcado por la horizontal MS que señala la temperatura de

de aparición de la martensita. Como la extensión de las transformaciones de tipo Ar’’’ (nivel de ) no depende del tiempo, las curvas isotransformación que aparecen en la parte inferior del ben ser horizontales. Las flechas que apuntan al eje vertical derecho y están marcadas como M50 alan las temperaturas estimadas para el 50 y el 90% de martensita.


-CUR

La diferencia fundamental entre las curvas TTT de un acero eutectoide y otro hipoeutectoide estriba en la posible aparición de la ferrita proeutectoide. Este constituyente puede formarse por debajo de la temperatura crítica A3. El único producto de descomposición de la austenita que puede aparecer entre las temperaturas críticas A3 y A1 es la ferrita. Esto se representa con una nueva línea en el gráfico que señala el comienzo de formación de la ferrita y que limita el campo bifásico donde coexisten la austenita y la ferrita (figura 13(a)).

HI

Laeuteproecontcuanform

Lala napuedtrans

Laposiabajtranscantaustdel atipo hipo

SO DE FORMACIÓN DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -15-

1

3 cm

S

S

1 A

A+F A+C

F+C

M+A

F+C+A

(a) (b)

A

A

M

A

A

M

F+C+A

A

F+C

M+A

FIGURA 13

REPRESENTACIÓN ESQUEMÁTICA DE LAS CURVAS TTT DE UN ACERO AL CARBONO HIPOEUTECTOIDE (A) Y DE OTRO

PEREUTECTOIDE (B). LAS FASES AUSTENITA, FERRITA, MARTENSITA Y CEMENTITA APARECEN MARCADAS COMO A, F, M Y C, RESPECTIVAMENTE

s curvas TTT de los aceros hipoeutectoides reflejan el efecto de dilución del microconstituyente ctoide provocado por la reducción de la temperatura de transformación. La cantidad de ferrita utectoide que se forma disminuye cuando la temperatura de transformación cae y, en consecuencia, el enido en carbono de la perlita se reduce. La curva TTT de los aceros hipoeutectoides muestran que, do la temperatura de descomposición cae por debajo de cierto valor, la austenita se transforma sin ación de ferrita en constituyentes de tipo Ar’.

forma de las curvas TTT de los aceros hipereutectoides es similar a la de los hipoeutectoides, si bien, turaleza de la fase proeutectoide es diferente ya que en el caso que ahora se considera, la fase que se e formar por encima de A1 es la cementita. Esta fase comienza a formarse cuando la temperatura de formación desciende por debajo de la temperatura crítica Acm.

comparación de las curvas de la figura 13 muestra que si bien la forma de ambas es similar, su ción es diferente. Las curva del acero hipereutectoide aparecen desplazadas hacia la derecha y hacia o respecto a la del acero hipoeutectoide. Esto se debe a dos razones: por un lado, las formaciones de tipo difusivo de la austenita resultan, en general, más lentas cuanto mayor sea la

idad de solutos que deben difundirse y, por otro lado, todos los elementos de aleación disueltos en la enita tienden a rebajar la temperatura de comienzo de aparición de la martensita MS. Así, la austenita cero hipereutectoide resulta más estable por su mayor contenido en carbono, las transformaciones de Ar’ y Ar” son más tardías y las de tipo Ar’’’ comienzan a temperaturas menores que las de los aceros euctectoides.



Para hacer los diagramas TTT isotérmicos se calientan varias probetas del acero que se desea estudiar, hasta la temperatura de austenización para enfriarlas a la temperatura de transformación a la que se desea conocer la velocidad de transformación, para mantener la temperatura constante se utilizan baños de plomo o de sales. Debido a su tamaño pequeño, las probetas uniformizan su temperatura con las del baño rápidamente y se mantiene en el baño el tiempo necesario para su transformación. Mediante un dilatómetro y registro cronometrado (aparato para medir la dilatación en función del tiempo) se mide el efecto de la transformación de austenita en otros constituyentes. También puede utilizar otra propiedad física como el cambio de magnetismo en el rango por debajo del punto curie, o el cambio de la resistividad eléctrica. Finalmente las probetas se enfrían hasta la temperatura ambiente, observando la estructura resultante mediante micrografías, se determina la cantidad de constituyentes en que se ha transformado la austenita durante el tiempo de ensayo.

3.- DIAGRAMAS TTT DE DIFERENTES TIPOS (ISOTÉRMICO, DE ENFRIAMIENTO CONTINUO, DIAGRAMAS TTT PARA EL SOLDEO).

La importancia del diagrama TTT isotérmico radica en la necesidad de conocer los constituyentes resultantes en las transformaciones isotérmicas, como por ejemplo el tratamiento térmico de bainitización (austempering) con el que se obtiene 100% de bainita a una temperatura constante cercana a los 300 ºC. Pero estos diagramas están limitados a las transformaciones isotérmicas las que en la práctica son posibles solamente en las condiciones de los tratamientos térmicos que necesiten este tipo de transformación.

Por otra parte, nos interesa más el diagrama TTT de enfriamiento continuo, porque es el que se utiliza para conocer las transformaciones que se producen con el aporte térmico del soldeo. Los diagramas TTT de enfriamiento continuo, y las estructuras resultantes responden a la mayor cantidad de preguntas sobre las transformaciones en los tratamientos térmicos no isotérmicos así como a los casos de aplicación de los procesos de soldeo.

La figura 14 muestra el diagrama TTT de enfriamiento continuo de un acero aleado para temple y revenido. Los trazos gruesos y continuos son las líneas de comienzo y fin de transformación, los trazos discontinuos representan la línea del 50% de transformación. Con trazo fino se han dibujado las líneas que corresponden a distintos enfriamientos continuos, indicando en el extremo inferior de estas líneas, la dureza que se alcanza cuando la austenita se enfría hasta temperatura ambiente.

Un ejemplo que ilustra el manejo de estos diagramas, estudia las modificaciones que se producen cuando este acero se austeniza a 900°C durante media hora y a continuación se enfría hasta temperatura ambiente a una velocidad media de 1°C/s. El primer paso es identificar la línea de enfriamiento que corresponde a esta velocidad que, en este caso, resulta ser la que conduce a una dureza de 30 HRC. En efecto, cuando se enfría desde 900°C a lo largo de esta línea, se alcanza la temperatura ambiente en poco menos de 1000 segundos.

Una vez localizada la línea adecuada, es fácil señalar cuáles son las transformaciones que se producen y cuál es su extensión. La línea de enfriamiento no corta la curva de comienzo de formación de ferrita hasta que la temperatura ha descendido cerca de los 650°C. Este proceso finaliza a los 610°C con una transformación total del 8% (esta cifra aparece marcada junto a la curva de enfriamiento). Cuando la temperatura desciende más, empieza a formarse bainita, alcanzándose el 50% de transformación de la austenita (8% de ferrita y 42% de bainita) a unos 525°C. A 375°C, temperatura a la que termina esta transformación, se tiene una estructura formada por un 8% de ferrita, un 65% de bainita y un 27% de


-CURSO DE

austenita. Esta austenita se mantiene estable hasta alcanzar los 275°C, temperatura a la que comienza la formación de martensita.

La formación de martensita no comienza a la temperatura MS, que en este caso es próxima a los 325°C, sino que lo hace a una temperatura inferior. Esto se debe a que la austenita se ha enriquecido en carbono durante la formación de la bainita y, en consecuencia, se ha hecho más estable.

Una veresulta int


FIGURA 14

CURVA TTT DE ENFRIAMIENTO CONTINUO DE UN ACERO PARA TEMPLE Y REVENIDO ALEADO CON NÍQUEL

z que se ha discutido como utilizar las curvas TTT de enfriamiento continuo, una cuestión que eresante plantearse es cuál es la relación que existe entre las curvas TTT isotérmicas y TTT de



enfriamiento continuo. de un acero. En primera aproximación, un enfriamiento continuo se puede considerar como una sucesión de permanencias isotérmicas muy cortas.

De forma similar a la obtención de los diagramas TTT isotérmicos, para hacer los diagramas TTT de enfriamiento continuo se calientan varias probetas a la temperatura de austenización, con enfriamientos a diferentes velocidades. La temperatura se mide también en función del tiempo, la transformación de la austenita se determina de preferencia con un dilatómetro.

Los diagramas TTT de enfriamiento continuo se leen para cada curva de enfriamiento, las líneas de inicio de transformación, en comparación con los ensayos de los diagramas isotérmicos, son desplazadas a mayor tiempo y menor temperatura.

3.1.- Importancia de los diagramas TTT para aplicaciones en el soldeo.

Los aceros de mayor templabilidad son difíciles de soldar por la posibilidad de la formación de fases duras, o por la formación de grietas en la ZAT. Entre estos aceros se encuentran los aceros al carbono con más de 0,22% de carbono, aceros de grano fino, aceros de baja aleación, aceros de bonificación, acero de herramientas y otros. Con los diagramas TTT se puede establecer las condiciones necesarias para el corte térmico y el soldeo de estos aceros, en observancia de las transformaciones de las fases deseables en cada caso de aplicación.

Estos diagramas posibilitan individualmente:

• Estimar cualitativamente la capacidad de temple de un acero, las zonas de formación de ferrita, perlita, bainitas y martensita, conociendo la velocidad crítica de enfriamiento, y el rango de temperatura de la formación de fases duras donde es mayor la velocidad de transformación de la austenita en otros constituyentes.

• Conocer exactamente la temperatura Ms los puntos K30 y K50 (30 y 50% de martensita), así como los tiempos de enfriamiento críticos para el inicio de la formación de martensita, ferrita y perlita. Esto es importante para determinar la temperatura de precalentamiento, para un determinado aporte térmico. Puesto que con un enfriamiento lento se disminuye el peligro de endurecimiento en la ZAT.

Con el fundamento de los dos párrafos anteriores, se han desarrollado varios procedimientos de soldeo. El soldeo isotérmico tiene como finalidad impedir la formación de fases duras en la unión soldada, manteniendo al acero a una temperatura superior a la temperatura Ms, para controlar el soldeo siempre cercano a esta temperatura, pero no menor, y dejando el tiempo necesario después del soldeo para que la transformación concluya sin la formación de martensita. el enfriamiento lento final es necesario para evitar la concentración de tensiones que ocasionaría el enfriamiento rápido de las estructuras finales ya transformadas, constituidas principalmente por bainitas y perlita.

Durante el soldeo intervienen las otras condiciones particulares que limitan la apreciación con los diagramas TTT isotérmicos y de enfriamiento continuo, tales como las diferentes composiciones químicas del acero y del material de aportación, o en la unión de materiales disímiles, alta velocidad de calentamiento, diferentes temperaturas de austenización en la ZAT, muy cortos tiempos de permanencia a una temperatura constante, otra forma de enfriamiento. Las condiciones de precalentamiento para el soldeo son totalmente diferentes a las de un horno de tratamientos térmicos. Mientras la temperatura en un horno de tratamientos térmicos, para la mayoría de los casos no sobrepasa de 100 o 150º C sobre la línea A3, la temperatura máxima de la ZAT en la proximidad del baño de fusión es cercana al punto de fusión. La


-CURS

velocidad de calentamiento es mucho mayor en el soldeo que en un horno de tratamientos térmicos, en consecuencia, cambia el tamaño de grano de la austenita, dependiendo del proceso de soldeo, tal como se observa en la figura 15. Mientras el grado de homogenización de la austenita normalmente no es alto.

Cacon amm dpor el

4.- IN

El psegúnmues

A1(

A3(

Engammtempepositisu cotempe

Cocarbotransfred crComogener

O DE FORMACIÓN DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -19-

FIGURA 15

mbio del tamaño de grano y del grado de homogenización de la austenita para los proceso de soldeo rco eléctrico y electroescoria. 1.- Soldeo manual y mecanizado por arco sumergido en acero hasta 20 e espesor de chapa. 2.- Soldeo mecanizado en chapa de acero de 15 a 25 mm de espesor. 3.- Soldeo ectroescoria en acero de 100 a 300 mm de espesor.

FLUENCIA DE LOS ELEMENTOS DE ALEACIÓN

rimer efecto de los elementos de aleación es modificar la posición de los puntos críticos A1 y A3 o Acm, el caso. Estos efectos se pueden cuantificar por medio de fórmulas empíricas como las que se

tran a continuación:

°C) = 723 – 10,7.%Mn – 16,9.%Ni + 29,1.%Si + 16,9.%Cr + 290.%As + 6,38.%W [3.1]

°C) = 910 – 203. %C –15,2.%Ni + 44,7.%Si + 104.%V + 31.5.%Mo + 13,1.%W [3.2]

estas expresiones aparece clara la diferencia entre elemento de aleación de carácter alfágeno y ágeno. Los elementos alfágenos amplían el campo de existencia de la ferrita, elevando las raturas críticas A1 y A3 y, por tanto, el término que explica su efecto viene precedido por un signo

vo. Por el contrario, los elementos gammágenos tienden a estabilizar la austenita y, en consecuencia, ntribución a las temperaturas críticas es negativa. Además, los elementos de aleación deprimen las raturas de comienzo de formación de la bainita, BS, y de la martensita, MS.

mo los átomos de los aleantes presentes en los aceros son, en general, más voluminosos que el de no, su difusión resulta más lenta que la de este último elemento y, por tanto, tienden a retrasar las ormaciones de tipo Ar’. Por otro lado, los elementos de aleación disueltos en la austenita deforman su istalina por lo que dificultan la difusión del carbono y también difieren las transformaciones de tipo Ar”. consecuencia de lo indicado en este párrafo y en el anterior, se puede afirmar que, en términos ales, cuanto mayor sea el contenido en elementos de aleación de un acero más desplazada hacia


abajo y hacia la derecha aparecerá su curva TTT. La única excepción a este tipo de comportamiento es el cobalto.

La forma de los diagramas TTT cambia con diferentes efectos, uno de ellos es la composición química. El manganeso, níquel, molibdeno, y cromo retrazan la transformación, desplazando las curvas hacia la derecha. Los elementos formadores de carburos como cromo, vanadio, molibdeno y volframio producen una separación de las zonas de transformación.

En los aceros al carbono sin aleación la perlita y la bainita no están divididas significativamente, con los elementos de aleación se prolonga el tiempo de transformación, y se observa la separación de las zonas de perlita y de bainita, formándose una doble nariz, finalmente se tiene también una separación total de ambas zon s en el diagrama como se ilustra en la figura 16.

ranha enf

Tradia

-CU

a

FIGURA 16

EFECTO DE LOS ELEMENTOS DE ALEACIÓN EN LA TRANSFORMACIÓN DE LA AUSTENITA (SEGÚN KRONEIS Y KREINER)

Mediante simuladores de soldeo se han ensayado los correspondientes ciclos térmicos en distintos gos de la ZAT en el metal base, tomando también los valores de las pruebas de tenacidad (Charpy). Se determinado que para un espesor de chapa y aporte térmico (U x I / v) constantes, el tiempo de riamiento entre 800 y 500º C es similar para todos los puntos de la ZAT.

Este hecho condujo a la representación del diagrama Temperatura máxima-Tiempo de enfriamiento-nsformación que originalmente fue pensado para los aceros de grano fino. Con la ayuda de este grama se logra definir no solamente la estructura adecuada del metal resultante del aporte térmico del

RSO DE FORMACIÓN DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -20-


-C

soldeo, sino también la tenacidad óptima a obtener. Sin embargo, no se puede utilizar este nomograma para todos los materiales.

5

codcecudmmcu

URSO DE FORMACIÓN DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -21-

FIGURA 17

DIAGRAMA TEMPERATURA MÁXIMA-TIEMPO DE ENFRIAMIENTO-TRANSFORMACIÓN SEGÚN BERKHOUT Y LENT.

.- ELEMENTOS FORMADORES DE CARBUROS.

En general, los elementos de aleación que no forman carburos y aquellos que forman carburos isomorfos n la cementita, es decir, con fórmula Me3C donde Me es el elemento de aleación, no modifican la forma

e las curvas. Sin embargo, los elementos de aleación que forman carburos que no son isomorfos con la mentita sí la cambian. Para explicar la influencia de los elementos de aleación sobre la forma de las rvas TTT, resulta interesante separar las curvas que representan la cinética de las transformaciones Ar’

e las que lo hacen para las Ar’’. La cinética de cada una de estas transformaciones se puede describir por edio de una curva en C, tal como corresponde a los procesos controlados por nucleación y crecimiento, de odo que la parte de las curvas TTT que aparece por encima de MS resulta de la superposición de ambas rvas cinéticas (figura 18).


-CURSO DE FORMACIÓN

DIAGRAMA ESQUEMÁT

Para el caso de loscon fórmula Me3C, lodel mismo orden, de mque la forma de las cTTT de los aceros al c

CURVAS TTT DE DOS ACE

DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -22-

FIGURA 18

ICO QUE MUESTRA LAS CONTRIBUCIONES DE LOS PROCESOS AR’ Y AR’’ A LA CURVA DE COMIENZO DE

TRANSFORMACIÓN DE UN ACERO EUTECTOIDE.

elementos de aleación que no forman carburos o para aquéllos que forman carburos s retrasos de las transformaciones Ar’ y Ar” debidos a los elementos de aleación son

odo que las curvas TTT se mueven como un conjunto. Las figuras 19 y 20 muestran urvas TTT de aceros aleados con níquel y manganeso, es la misma que la de curvas arbono.

Perlita

Bainita

A

B

MS

S

1

FIGURA 19 ROS CON 0,6% DE C Y CONTENIDOS DE NÍQUEL DEL 2 Y DEL 5% QUE SE AUSTENIZARON A 800 Y 925°C,

RESPECTIVAMENTE.


-CURSO DE FORMACIÓ

Para el caso de loLa formación de los tanto por la difusión de BS, el carbono esretraso de las tranesquemática en la fig

REPRESENTACIÓN DE

FIGURA 20

CURVA TTT DE UN ACERO CON 0,64% DE C Y 1,13% DE MN.

s aleantes que forman carburos no isomorfos con la cementita la situación es diferente. carburos de los elementos de aleación a temperaturas superiores a BS viene controlada de carbono como por la difusión de los elementos de aleación mientras que, por debajo la única especie que se difunde para formar cementita. Como consecuencia de esto, el

sformaciones Ar’ resulta mayor que el de las Ar” y, según se muestra de forma ura 21, en las curvas TTT deben aparecer dos narices claramente diferenciadas.

N DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -23-

Perlita

Bainita

A

B

MS

S

1

FIGURA 21 LA CURVA TTT DE UN ACERO ALEADO CON ELEMENTOS QUE FORMAN CARBUROS NO ISOMORFOS CON LA

CEMENTITA. COMPÁRESE CON LA FIGURA 19.


-CU

La figura 22, donde se presentan las curvas TTT de dos aceros aleados con cromo, permite comprobar cómo sucede la transformación. Además, se puede observar para los aceros de alta aleación, cómo aparece una zona intermedia de estabilidad de la austenita. En el caso de la curva de la derecha, la austenita es estable a temperaturas entre 450 y 500°C durante más de 16 horas. Este intervalo de estabilidad relativa de la austenita tiene interés en ciertos tratamientos termomecánicos, tratamientos en los que se somete al acero de forma simultánea a una variación programada de temperatura y a la acción de solicitaciones mecánicas prefijadas.

Mención aparte merece el caso del boro que se añade intencionadamente en la formulación de algunos aceros de construcción en porcentajes comprendidos entre el 0,002 y 0,005%. El boro, cuando está presente en estas cantidades, se sitúa sobre los bordes de los granos de austenita formando una película que dificulta mucho más la nucleación de la ferrita proeutectoide que la de la ferrita bainítica. Como consecuencia de esto, la curva correspondiente a las transformaciones Ar’ sufre un mayor desplazamiento hacia la derecha con la adición de boro que la de las Ar”. El desplazamiento de la curva que describe la cinética de las transformaciones Ar’, a igualdad de contenido de boro, es mayor cuanto menor es el contenido en carbono del acero. Por esta vía se consigue facilitar la obtención de productos de descomposición Ar” o Ar’’’ en ciertos procesos de interés industrial. Si el contenido de boro supera los límites que se han indicado con anterioridad, se forman boruros en el borde de grano austenítico que promueven la nucleación heterogénea de la ferrita proeutectoide y, por tanto, producen un efecto contrario al buscado.

CU

RSO DE FORMACIÓN DE INGENIEROS EUROPEOS/INTERNACIONALES DE SOLDADURA- Tema 2.5 -24-

FIGURA 22

RVAS TTT DE ACEROS CON UN 0,4% DE CARBONO Y UN 0,9% DE CROMO AUSTENIZADO A 840°C (IZQUIERDA) Y DE OTRO CON UN

0,5% DE CARBONO Y UN 3,1% DE CROMO AUSTENIZADO A 900°C (DERECHA)



6.- CONTROL DE LA TENACIDAD

De acuerdo con la tabla 6 de la Norma UNE EN 10025:1990, la energía absorbida en el ensayo de resiliencia debe ser mayor a 27 Julios a temperatura ambiente o menor a ésta, las temperaturas de ensayo son normalmente 20º C, 0º C y –20º C, siendo las temperaturas más bajas las de mayor exigencia para la resiliencia del acero. La curva típica del ensayo de energía absorbida (Charpy), se desplaza a la izquierda, haciendo que la temperatura de transición sea menor para mayor resiliencia. Mediante aleaciones y procedimientos de fabricación se optimiza la estructura del acero para obtener buena tenacidad a temperaturas de hasta –60º C. Esto es posible mediante la reducción del contenido de carbono a valores menores a 0,22%; adición de manganeso a valores cercanos al 2%, aleación con elementos austenizantes (gamágenos) especialmente níquel. La estructura se optimiza mediante nucleación para propiciar la precipitación de grano fino, y mediante un tratamiento térmico de normalización o de bonificación.

La tenacidad no debe ser afectada en los procesos de soldeo, por eso debe controlarse el correcto ajuste de los parámetros de soldeo, con los que se obtendrá un aporte térmico definido, en lo posible, constante. Es posible conseguir el aporte térmico definido con los procesos de soldeo mecanizados y automáticos, donde la velocidad de soldeo será siempre constante. Con determinados valores de intensidad y tensión, en cada pasada de soldeo se mantendrá un aporte térmico constante (Julios / cm), pero esta condición puede ser alterada por el soldeo sin el control adecuado. De hecho, con bajo aporte térmico, y sin precalentamiento, se obtiene un bajo nivel de tenacidad debido al alto endurecimiento del metal en la ZAT. El metal es frágil debido a la formación de fases duras, especialmente martensita.

Si por el contrario, se precalienta, y se controla el soldeo con un enfriamiento excesivamente lento, el material quedará prácticamente recocido, con una estructura de mayor contenido de ferrita entre los constituyentes. El acero en la ZAT tendrá una dureza baja, será blando y muy tenaz, sin embargo la carga de rotura y el límite elástico descenderán a valores muy bajos en comparación con el metal original. Es necesario dar un enfriamiento más acelerado para evitar demasiada formación de ferrita en la estructura.

Si por el contrario, no se controla la temperatura entre pasadas, y ésta se eleva demasiado, se formará una estructura de grano grueso, cuyas propiedades mecánicas en general son muy bajas, una de las que cae en primer lugar, es la tenacidad. El concepto de la velocidad de enfriamiento entre un determinado rango de temperaturas, con ayuda de los diagramas TTT de enfriamiento continuo, es de gran importancia para determinar una velocidad de enfriamiento y una dureza óptima en el soldeo de aceros. Especialmente se aplica en los aceros bonificados de grano fino (normalizados y revenidos en agua), cuya estructura tiene un porcentaje de bainita y de perlita, y una dureza no mayor a 350 HV. De acuerdo con las recomendaciones del fabricante del acero, la dureza de algunos aceros, puede llegar a valores de hasta 450 HV.

En el diagrama TTT de enfriamiento continuo de la figura 14 se observa con claridad que la dureza va en aumento cuando el tiempo de enfriamiento es menor. Es evidente que el porcentaje de martensita es el responsable de esta dureza. También se observa que con mayor tiempo de enfriamiento (lo que significa mayor temperatura de precalentamiento, o un enfriamiento controlado con resistencias eléctricas), la estructura resultante tiene mayor contenido de ferrita y menor dureza.

6.1.- Concepto t8/5.

El concepto del tiempo de enfriamiento entre 800 y 500º C t8/5 ha tenido aceptación internacional, mientras en algunos casos se sigue investigando con otros rangos de velocidad de enfriamiento. El factor


t8/5 es un parámetro que se puede controlar, con mayor facilidad en los procesos automáticos. El principio se fundamenta en que para unas determinadas condiciones de soldeo, el ciclo térmico de los puntos en la ZAT tendrá diferentes puntos de temperatura máxima, de acuerdo a la distancia que se encuentren con respecto al centro del cordón de soldadura, pero el tiempo de enfriamiento entre 800 y 500º C será casi constante, tal como se ilustra en la figura 24.

FIGURA 23

CICLO TÉRMICO DE LA SOLDADURA, EL FACTOR T8/5 ES CASI CONSTANTE EN TODOS LOS PUNTOS DE LA ZAT, PARA UN APORTE TÉRMICO CONSTANTE DE ACUERDO CON LOS PARÁMETROS DE SOLDEO, E = U . I / V.

En razón de este principio, se relaciona también la variación del tiempo de enfriamieto t8/5 con la dureza y la temperatura de transición entre la zona de alta y baja energía absorbida en el ensayo Charpy. Especialmente se puede estimar la dureza y la temperatura de transición en la zona de grano grueso de la ZAT, tal como se ilustra en la figura 25. Estos dos parámetros son inversamente proporcionales, en el rango “I” la dureza es alta, la tenacidad es baja, como sucedería con una velocidad de enfriamiento muy alta, lo que significa muy corto t8/5 y un alto riesgo de fisuración en frío. En el rango “III” la dureza disminuye, aumentando la tenacidad pero a niveles no tan interesantes. Por eso es importante controlar los parámetros del proceso de soldeo para tener un tiempo de enfriamiento entre 800 y 500º C que se encuentre en el rango “II”. Se habla en este caso, de aporte térmico controlado o definido.



RELACIÓN

La implos parámencuentratérmico es

Ecuaci

=t 5/8

Ecuaci

=5/8t

-CURSO DE

tiempo

Tem

pera

tura

de

trans

ició

n D

urez

a

FIGURA 24

ENTRE LA TEMPERATURA DE TRANSICIÓN Y LA DUREZA PARA LA VARIACIÓN DEL TIEMPO DE ENFRIAMIENTO ENTRE 800º Y

500º C T 8/5

ortancia del tiempo de enfriamiento t8/5 hace necesario calcularlo o estimarlo mediante la ayuda de etros mencionados. En el Anexo D de la Norma UNE EN 1011-2:2001 en el apartado D.6, se n las fórmulas para calcular el tiempo de enfriamiento t8/5 tanto para chapa gruesa cuyo flujo tridimensional, como para chapa delgada, cuyo flujo térmico es bidimensional.

ón D.1 para flujo térmico tridimensional para chapa gruesa:

λ : Conductividad térmica del acero en J/s cm oC η : Factor de eficiencia térmica dependiente del proceso

de soldeo

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−

−− OO TT

FE800

1500

12

13η

λπ

vIUE = : Aporte térmico en J/cm

U : Tensión del arco eléctrico en V

I : Intensidad en A

ón D.3 para flujo térmico bidimensional para chapa delgada:

ς : densidad del acero en g/cm3

c : calor específico del acero en J/g oC

d : espesor de chapa en cm

⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−

−⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−

222

222

8001

50011

41

OO TTF

dE

cη

λπ l




El espesor de chapa tiene una fuerte influencia en estas fórmulas, igualando las ecuaciones se puede determinar el rango de transición entre el flujo térmico tridimensional y bidimensional.

En las figuras 25 y 26 se representan los tiempos de enfriamiento de cordones de recargue con el proceso de arco sumergido, para el flujo térmico bidimensional y tridimensional, en función del aporte térmico y la temperatura de precalentamiento.

⎥⎦

⎤⎢⎣

⎡−

−−

=oo TT

Et800

1500

12

15/8 η

λπ

Aporte Térmico E

FIGURA 25

TIEMPO DE ENFRIAMIENTO DE CORDONES DE RECUBRIMIENTO PARA FLUJO TÉRMICO TRIDIMENSIONAL EN FUNCIÓN DEL APORTE

TÉRMICO Y LA TEMPERATURA DE PRECALENTAMIENTO

Para poder realizar el cálculo con las fórmulas o determinar gráficamente el tiempo de enfriamiento t8/5 se deberá multiplicar el aporte térmico por el factor de eficacia térmica del proceso de soldeo, en la tabla 2 se dan los factores de algunos procesos.



El tiempo de enfriamiento t8/5 se puede medir sumergiendo un termopar en el baño de fusión, cuando todavía está fundido, registrando el ciclo térmico para deducir el tiempo de enfriamiento.

Adicionalmente se deberá multiplicar con el factor de corrección del tipo de unión que se ilustra en la tabla 3.



Aporte térmico E

⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−

−⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−

=22

222

5/8 8001

50011

41

OO TTdE

ct η

ςλπ

FIGURA 26

TIEMPO DE ENFRIAMIENTO DE CORDONES DE RECARGUE PARA FLUJO TÉRMICO BIDIMENSIONAL EN FUNCIÓN DEL APORTE TÉRMICO Y LA TEMPERATURA DE PRECALENTAMIENTO.


Tiempo de enfriamiento de cordones de recargue para flujo térmico bidimensional en función del aporte térmico y la temperatura de precalentamiento.

Proceso de soldeo Factor de eficiencia térmica (relativo)

Arco sumergido (121)

Electrodo revestido (111)

MIG/MAG (135)

1

0,85

0,85

TABLA 2

FACTOR DE EFICIENCIA TÉRMICA DEL PROCESO DE SOLDEO (APARTADO D.6 DE LA NORMA EN 1011-2).

Tipo de unión Para flujo térmico

Bidimensional

Para flujo térmico

Tridimensional

1

0,45 ... 0,67

0, 67 a 0,9

0,9

1

0,67

0,67

0,9

TABLA 3

FACTOR DE CORRECCIÓN DE LA FORMA DE LA UNIÓN, LA PRIMERA FIGURA ES EQUIVALENTE TAMBIÉN A UN CORDÓN DE RECARGUE.

Los factores más importantes se encuentran en la Norma UNE EN 1011-2. En general es recomendable realizar un precalentamiento cuando la temperatura ambiente sea menor o igual a 5º C. Los límites de los espesores de chapa, en función del límite elástico del acero son los siguientes, de acuerdo con la Hoja del Hierro y del Acero SEW 088 (Documento anterior a la Norma EN 1011-2).




Valores mínimos del límite elástico Espesor límite

≤ 355

> 355 ... 420

> 420 ... 590

> 590

30

20

12

8

TABLA 4

RECOMENDACIÓN DE PRECALENTAMIENTO CUANDO LA TEMPERATURA AMBIENTE DEL MATERIAL SEA MENOR O IGUAL A + 5ºC, EN

FUNCIÓN DEL LÍMITE ELÁSTICO Y EL ESPESOR DE CHAPA

Adicionalmente a estos conceptos, existen diagramas para cada material, en los que se representa el flujo térmico bidimensional y tridimensional. En estos diagramas es posible determinar el aporte térmico máximo permisible en Julios / cm, conociendo la temperatura de precalentamiento y del espesor de chapa. La figura 27 representa un ejemplo de estos diagramas para el acero S690 (StE690).

En el apartado C.2.11 de la Norma UNE EN 1011-2 se comenta estos diagramas, y se han publicado 13 ejemplos sobre las condiciones para el soldeo de aceros con carbonos equivalentes definidos.

La temperatura de precalentamiento depende directamente del espesor de chapa y de la composición química del acero, tanto para punteo como para el soldeo, la temperatura de precalentamiento debería ser de 80º c a 200º C. El ancho de la zona precalentada debería ser de cuatro veces el espesor de la unión, a cada lado del cordón de soldadura, En espesores mayores a 25 mm, el ancho a precalentar es como mínimo 100mm. La temperatura entre pasadas no debería sobrepasar los 220º C, pero no debe ser menor a la temperatura de precalentamiento. Con la ayuda de estos cálculos o métodos gráficos es posible cambiar los parámetros en la fórmula del aporte térmico de soldeo E = U x I / v = V . A / (cm / s) = Julios / cm. Es común que para mayor intensidad de corriente y mayor tensión, se obtenga el mismo aporte térmico elevando también la velocidad de soldeo, así como con menor intensidad y tensión se obtiene un aporte térmico constante con menor velocidad de soldeo. De modo que se encuentre siempre el aporte térmico óptimo para cada construcción soldada. He aquí la importancia de la cualificación de las especificaciones de procedimiento de soldeo, porque solamente con los parámetros adecuados se podrá demostrar que las propiedades mecánicas del metal depositado y de la ZAT cumplen con los requisitos de la norma.


-CURSO DE

Para etiempo dedel electro

v = l /

Reemp

E = U.I

La expinversame


Criterios: El límite elástico corresponde al valor especificado para el metal base. La energía absorbida mínima es de 28 Julios a –25º C con

Flujo térmico bidimensiona

Flujo térmico tridimensiona

Apo

rte T

érm

ico

Espesor de Chapa

FIGURA 27

APORTE TÉRMICO MÁXIMO PERMISIBLE EN FUNCIÓN DEL ESPESOR DE CHAPA.

l soldeo por arco eléctrico con electrodo revestido, se expresa la velocidad de soldeo “v” por el fusión en segundos en el que se consume un electrodo “t”, considerando que la colilla sobrante do es de 50 mm de longitud y la longitud del cordón depositado es “l ” en cm:

t l (cm) : longitud del cordón depositado con un electrodo.

t (s) : Tiempo de fusión del electrodo con una colilla de 50 mm.

lazando esta relación en la fórmula del aporte térmico resulta:

.t / l (Julios / cm)

resión U.I.t permanece prácticamente constante, porque la intensidad I con el tiempo t son nte proporcionales, siendo posible determinar el aporte térmico directamente en función de la



longitud del cordón depositado. La figura 28 representa esta relación para el soldeo en posición plana y vertical, esto es necesario porque los parámetros son distintos en cada posición, especialmente el tiempo de fusión del electrodo que es función directa de la intensidad de corriente. Además el tiempo de fusión de un electrodo varía notablemente en posición plana, por ejemplo, para disminuir el aporte térmico se puede realizar el soldeo sin oscilación, haciendo cordones rectos por cada pasada. En posición vertical esta posibilidad está limitada por la necesidad de hacer oscilación para el control durante el soldeo del electrodo. Para disminuir el aporte térmico se debería disminuir el ancho de oscilación, mediante el movimiento oscilante en dos o más pasadas para cubrir el ancho de la unión, aplicando además electrodos de menor diámetro. Además en chapas gruesas es preferible soldar con las juntas en “X” en lugar de las juntas en “V”, esto es por la menor cantidad de material aportado debido a la menor sección transversal del cordón a depositar.

Posición plana (PA)

Aporte térmico

FIGURA 28

LONGITUD DEL CORDÓN DE UN ELECTRODO EN RELACIÓN CON EL APORTE TÉRMICO (SEGÚN NITTKA)

Finalmente se tiene en la figura 29, una ilustración sobre la relación existente entre el diagrama TTT de enfriamiento continuo y el diagrama de equilibrio hierro-carbono, para un acero con 0,45% de carbono. Las líneas de enfriamiento 1 a 3 describen tres enfriamientos diferentes con distintos porcentajes de ferrita y perlita, la línea 4 representa un enfriamiento con el que obtendrá una estructura compuesta por ferrita, perlita y bainita, la línea 5 representa un enfriamiento en el que obtiene solamente martensita. El enfriamiento en muchas horas o en un tiempo infinito se representa exactamente en el diagrama de equilibrio. Las figuras 30 a 33 muestran varios diagramas TTT isotérmicos y de enfriamiento continuo para diferentes aceros. La figura 33 es el diagrama del acero 45 CrMoV 67, los elementos de aleación forman carburos, observándose la separación de las zonas de formación de perlita (A’) y de bainita (A’’).



FIGURA 29


-CURSO DE


FIGURA 30


-CURSO DE


FIGURA 31


-CURSO DE


FIGURA 32


-CURSO DE


FIGURA 33

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