ACEROS Y FUNDICIONES:
ESTRUCTURAS, TRANSFORMACIONES,
TRATAMIENTOS TERMICOS
y
APLICACIONES
F.
J.
BELZUNCE
ACEROS Y FUNDICIONES:
ESTRUCTURAS
TRANSFORMACIONES
TRATAMIENTOS TERMICOS
y
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
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 lento2.3. 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
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
revenidos6.5.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
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
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 latemperatura de 1394°C, temperatura a la que se transforma en hierro
y,
de estructuracúbica centrada en las caras (FCC, a
=
3.65Á).
Finalmente a los 912°C, el hierro y setransforma en hierro a, de estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC, a
=
2.9Á).
Alcontinuar 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
Capítulo 1. Fases y estructuras 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)3V
IV = 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
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
Capítulo 1. Fases y estructuras 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 atómIcoo Octahedral interstices
Figura 1.2
Tabla 1.1
[image:10.596.139.470.180.577.2]Elemento Radio Atómico (A)
Hierro 1.26
B 0.94
C 0.77
N 0.72
O 0.6
H 0.46
Capítulo 1. Fases y estructuras 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
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 28.3S 202 1.35
Hierro a Fe 240 0.5
C 80 6.2 3
10-
N 76 3 3
10-
Cr 343 4
3 10
Ni 258 9.7
P
230 2.9Temperatura (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
Capítulo 1. Fases y estructuras 5
Tabla 1.3
Tabla 1.4.
D = Do
exp (-Q/RT) , cm2/s1.3. Constituyentes simples de los aceros
Los aceros son aleaciones hierro-carbono. El carbono es un elemento intersticial, que se
Capítulo l. Fases y estructuras 6
La
solución sólida de inserción del carbono en el hierro
yse denomina austenita. El
carbono se coloca siempre en los intersticios octaédricos de esta estructura.
Laaustenita
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
ase 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
ason 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.
Laferrita, 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.
Lacementita 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.
Lacementita 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.
Lacementita 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·/
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
[image:14.604.124.462.301.736.2]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
Capítulo 2. Transfonnaciones en el hierro-carbono 8
Tomando como base el diagrama metaestable hierro-carbono, se denominan aceros a las
aleaciones binarias con contenidos en carbono menor que 2.11 %, mientras que las
fundiciones de hierro tienen contenidos en carbono superiores al 2.11 % (hasta
aproximadamente un 5%). Este diagrama muestra con claridad el comportamiento
fuertemente 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
Capítulo 2. Transfonnaciones en el 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
[image:16.597.171.407.431.743.2](zonas de mayor energía), luego forma el constituyente matriz del acero
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
[image:17.597.153.417.381.740.2]Composition
Figura 2.3
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
[image:18.596.205.404.218.537.2]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
-
-
-
/
I 1 Illi II 111,
As - .-
..
"
, A+ F
I
1 1 I 1 111A
I
1
I
!
I I
I
F+C-
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I
-
I
I
11I,-
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I I I11I
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Mso 190
M
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Eslimated I
...
"
\
I
'--
I I-T
I 1
I
I1 HOUR
I I 1111
-
--
-
--
- 1I 40Capítulo 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 narizde 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
3
N = 1000/cm /sec
5
G = 3 x 1O. cm/sec
J
/
Capítulo 2. Transformaciones en el 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
11 1I1I1 /1 ! 11 11 11111 1. A
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1I 1111
l'
i ;1111 1 -I I ,I
I
I
o (
I
F+C
-\
A +\ F+Co '1
/-
I l- I\
,
¡
--HM.oj
I
I
i
; - ¡-
II
I '
I
I-T DIAGRAM
¡ 1 1 i , ,
1
I,
I
IHOUR 111
1il
'1' II
I
I,OAY
1I .
-
Capítulo 2. Transformaciones en el 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
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,
enconsecuencia, 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
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
Capítulo2. Transformaciones en el 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
100 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
1,\ \
Capítulo2. Transformaciones en el 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
720
700
680 0.1
/
10
I
P arl'te v
-
/
riCé
V
I
AC3 ACl
Time in seconds
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
o
t---+---1
Grain-coarsening temperature
-
.
1'/4
z
-2
1400 1600 1800 2000 '/a Heating temperature.
Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros 21
3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS
3.1.
IntroducciónLos 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..
>
Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros 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
..
1·00'5
M3C
+
V4 C 3 M3C O
O 5 6 7 8 9 10 11 12
[image:29.596.111.439.294.528.2]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,..
Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros 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 otroscompuestos (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 contenidodel 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 formandoCapítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros 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 WI 2, 5'/,
g'/. 4'/.
Mn 2
V
J.
'5'I'Mn4'1. Mn/ -
..
9'1.Mn
\
Acero 0,35'/. Mn a; carboio I
Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros
1500
1400
1300
1200
1100
1000
900 E
800
700
600
25
0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8
Contenido en Carbono Figura 3.3
1500
1100
a.
E
900 900
0'5 1-0
Weight % e
1-5 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
.
Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros 26
aleación entre la austenita, ferrita
y
carburos, que a su vez implica la difusión (mucho máslenta 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 elinicio 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
---A
e}
Ae3 ---610
Reaclion lime (s)
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 · Octahedralinterstices
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
Capítulo 4. Temple del acero 28
c/a
=
1+
0.045 %Cde tal modo que una martensita sin carbono tiene la misma estructura que la ferrita (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
Capítulo 4. Temple del acero 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.
Laenonne 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
Capítulo 4. Temple del acero
900,--- _
30
65 800
700
Martensite in iron-carbon alloys
600
c:
500
400
300
50
45
40
35
30 o
c:
25 20 200
Austenite in iron-nickel-carbon alloys
\
100
wt % e
Figura 4.4
4.2. 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
Capítulo 4. Temple del acero
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 devolumen 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
Capítulo 4. Temple del acero 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 - 7.5MoPor 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 trasel 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
Capítulo 4. Temple del acero 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
Capítulo 4. Temple del acero 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
[image:41.596.156.424.205.686.2]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
Capítulo 4. Temple del acero 35
pieza hacia el medio refrigerante, que es el que controla la temperatura de la superficie
del acero. Por otro lado, la transferencia 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)sIgualando ambos flujos, resulta:
(dT/dx)s
=
(h/k) (Ts- TResulta 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 / 2kAunque 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
Capítulo 4. Temple del acero 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
Capítulo 4. Temple del acero 37
(S/V)en
=
/=
2 / r1470 u..
E
770
2 4 6 8 10 12 14 16
[image:44.596.80.424.64.332.2]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
-
Capítulo 4. Temple del acero 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
IT
\1
I
II
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
[image:45.595.98.469.163.512.2](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