• No se han encontrado resultados

F. J. BELZUNCE - Aceros y fundiciones

N/A
N/A
Protected

Academic year: 2018

Share "F. J. BELZUNCE - Aceros y fundiciones"

Copied!
215
0
0

Texto completo

(1)

ACEROS Y FUNDICIONES:

ESTRUCTURAS, TRANSFORMACIONES,

TRATAMIENTOS TERMICOS

y

APLICACIONES

F.

J.

BELZUNCE

(2)

ACEROS Y FUNDICIONES:

ESTRUCTURAS

TRANSFORMACIONES

TRATAMIENTOS TERMICOS

y

(3)

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

(4)

1. FASES Y ESTRUCTURAS

1.1. Introducción

1.2. Constituyentes alotrópicos del hierro

1.3. Constituyentes simples de los aceros

2. TRANSFORMACIONES EN EL DIAGRAMA HIERRO-CARBONO

2.1. Diagrama hierro-carbono

2.2. Descomposición de la austenita en

un

enfriamiento lento

2.3. Cinética de la transfonnación de la austenita

2.4. Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre las transformaciones

ferrito-perlíticas

2.5. Austenización de los aceros

3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS

3.1. Introducción

3.2. Distribución de los elementos aleantes

3.3. Modificación del diagrama hierro-carbono

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

austenítica

4. TEMPLE DEL ACERO

4. 1. Martensi ta

4.2. Transformación martensítica

1

1

5

7

8

11

15

17

21

21

23

25

27

30

4.3. Transferencia ténnica durante el temple de los aceros

4.4. Tensiones de temple

5. DETERMINACION PRACTICA DE LA TEMPLABILIDAD

5.1. Templabilidad

5.2. Penetración de temple

5.3. Diámetros críticos reales y diámetro crítico ideal

5.4. Ensayo Jominy

..

..

..

.

..

. 33

37

41 41

42

(5)

6. REVENIDO DE LOS ACEROS 6.1. Introducción

6.2. Etapas en el revenido de los aceros

6.3. Efecto de los elementos de aleación

6.4. Propiedades mecánicas de los aceros templados

y

revenidos

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

6.6. Fragilización durante el tratamiento de revenido

7. TRATAMIENTOS TERMICOS

7.1. Introducción

7.2. Etapas 'en los tratamientos térmicos

7.3. Tratamientos térmicos fundamentales 7.4. Tratamientos isotérmicos

7.5. Tratamiento intercrítico

7.6. Tratamientos termomecánicos

8. TRATAMIENTOS SUPERFICIALES

8.1. Temple superficial

8.2. Cementación o carburación

8.3. Nitruración

8.4. Carboni truración

9. ACEROS DE CONSTRUCCION

9.1. Tipos de aceros

9.2. Aceros al carbono

9.3. Aceros dulces

9.4. Aceros microaleados 9.5. Aceros de gran resistencia

10. ACEROS DE HERRAMIENTA

10.1. Introducción

10.2. Aceros para trabajos en frío 10.3. Aceros para trabajos en caliente

10.4. Aceros de corte rápido

55

55

57 57

60

64

67

67

69 75

78

79

83

87

94

96

99

100

103

107 123

131

132 142

(6)

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

(7)
(8)

Capítulo 1. Fases y estructuras

1. FASES Y ESTRUCTURAS

1.1. Introducción

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

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

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

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

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

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

aleaciones metálicas (2000 MPa).

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

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

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

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

150 MPa.

1.2. Constituyentes alotrópicos del hierro

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

transformaciones que se manifiestan nítidamente con técnicas térmicas y dilatométricas

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

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

las mismas tienen lugar a unas temperaturas ligeramente superiores (histéresis térmica), que a su vez son función de las velocidades de calentamiento y enfriamiento utilizadas.

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

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

(BCC, a

=

2.93Á), es el hierro El hierro es estable hasta que se alcanza la

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

y,

de estructura

cúbica centrada en las caras (FCC, a

=

3.65

Á).

Finalmente a los 912°C, el hierro y se

transforma en hierro a, de estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC, a

=

2.9

Á).

Al

continuar el enfriamiento hasta temperatura ambiente, la única transformación

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

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

(9)

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)3

V

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

(10)

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 atómIco

o Octahedral interstices

Figura 1.2

Tabla 1.1

[image:10.596.139.470.180.577.2]
(11)

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

(12)

Solvente Soluto Energía de activac.

Q (kJ/mol)

2

Do

(cm /s)

Hierro y Fe 269 0.18

C 135 0.15

Cr 405 4

1.8 10

Ni 280 0.77

P

293 28.3

S 202 1.35

Hierro a Fe 240 0.5

C 80 6.2 3

10-

N 76 3 3

10-

Cr 343 4

3 10

Ni 258 9.7

P

230 2.9

Temperatura (oC) Solubilidad

(% peso)

C en hierro y 1150 2.1

C en hierro y 727 0.77

C en hierro a 723 0.02

C en hierro a 20 <0.00005

N en hierro y 650 2.8

N en hierro y 590 2.35

N en hierro a 590 0.1

N en hierro a 20 <0.0001

Capítulo 1. Fases y estructuras 5

Tabla 1.3

Tabla 1.4.

D = Do

exp (-Q/RT) , cm2/s

1.3. Constituyentes simples de los aceros

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

(13)

Capítulo l. Fases y estructuras 6

La

solución sólida de inserción del carbono en el hierro

y

se denomina austenita. El

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

La

austenita

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

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

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

alargamientos comprendidos entre 30 y 60%.

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

a

se denomina

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

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

relajar la tensiones inducidas. Los huecos octédricos en el hierro

a

son asimétricos, por

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

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

La

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

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

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

alargamiento del

400/0.

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

hierro o cementita, de fónnula

Esta es la fase que se fonna cuando el contenido de

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

La

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

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

carbono.

La

cementita tiene una estructura cristalina ortorrómbica con los siguientes

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

contiene 12 átomos de hierro y 4 átomos de carbono.

La

cementita es ferromagnética

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

aceros (68HRC) y frágil, cuya densidad vale 7.694

g/cm

(14)

/

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

(15)

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

(16)

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

(17)

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

(18)

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

(19)

-

-

-

/

I 1 Illi II 111,

As - .-

..

"

, A+ F

I

1 1 I 1 111

A

I

1

I

!

I I

I

F+C-

-

I

-

I

I

11I

,-

-

-

-

I I I11I

-

:

-

_.

- '. ....

+C·

.

-A

M.

-

Mso 1

90

M

i

I

Eslimated I

...

"

\

I

'-

-

I I-T

I 1

I

I

1 HOUR

I I 1111

-

--

-

--

- 1I 40

Capítulo 2, Transfonnaciones en el hierro-carbono 12

la transformación, cuando se mantienen isotérmicamente, a una determinada

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

muestras de acero deben enfriarse rápidamente desde la temperatura de austenización

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

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

forma de

"c"

(Figura 2.5: curva TTT de un acero eutectoide), de tal modo que la nariz

de la curva representa la temperatura a la que la reacción ocurre con mayor rapidez (en

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

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

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

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

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

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

difusividad del carbono en la

800 1400 700 1200 del hierro. woz « 11 32 600 500 1000 38 40 w 1-- 400 300 800 600 41 43 50 55 200 100 400 200 57 66 o

0.5 1 2 5 10

TIME - SECONOS

(20)

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

(21)

11 1I1I1 /1 ! 11 11 11111 1. A

0= IAf

_.

- .

.-

_. _

'1"

o

- -

.

A í

- -

o

._-

--

1I 1111

l'

i ;1111 1 -

I I ,I

I

I

o (

I

F+C

-\

A +\ F+C

o '1

/-

I l- I

\

,

¡

--HM.oj

I

I

i

; - ¡

-

I

I

I '

I

I-T DIAGRAM

¡ 1 1 i , ,

1

I,

I

IHOUR 1

11

1il

'1' I

I

I

I,OAY

1I .

-

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

(22)

Capítulo 2, Transfonnaciones en el hierro-carbono 15

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

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

de temperaturas en el que la transformación de la va a tener lugar

y,

en

consecuencia, conocer las estrcturas que se formarán.

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

perlíticas

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

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

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

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

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

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

\'/, de carbono

Figura 2.8

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

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

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

E 2 , La misma figura pone entonces de manifiesto que al aumentar la velocidad de

(23)

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

(24)

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

(25)

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

(26)

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.

(27)
(28)

Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros 21

3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS

3.1.

Introducción

Los aceros al carbono son aleaciones binarias hierro-carbono que peresentan unas excelentes propiedades mecánicas y bajo coste. Sin embargo es posible mejorar estas propiedades y especialmente adaptar estos productos a trabajos en condiciones más severas (p.e., ambientes corrosivos, altas temperaturas) mediante el uso de elementos de aleación. El coste de los aceros de media y alta aleación también será mayor.

3.2.Distribución de los elementos aleantes

Podemos dividir los elementos de aleación de los aceros en varias categorías atendiendo a las fases en las que aparecen:

- Elementos que aparecen disueltos en la ferrita

- Elementos que aparecen disueltos y también forman carburos estables - Elementos que aparecen formando carburos

- Elementos que aparecen en forma de inclusiones no metálicas - Elementos presentes en estado libre.

Dentro de la primera categoría se sitúan elementos tales como el niquel, cobre, fósforo, silicio, aluminio y cobalto, que normalmente aparecen disueltos en la ferrita (formando soluciones sólidas de sustitución), dado que su solubilidad en la cementita o su tendencia a formar carburos es muy baja. Recuérdese que solamente los elementos con radio atómico más pequeño, como el carbono y el nitrógeno, forman soluciones sólidas de inserción. El efecto principal que origina la entrada en solución sólida de otros elementos en la ferrita es la distorsión de su red cristalina (diferente tamaño atómico), que a su vez produce el endurecimiento de la ferrita. El endurecimiento es notablemente mayor en las soluciones sólidas de inserción que en las de sustitución. Este carácter endurecedor, de mayor a menor, resulta ser: C, N, P, Sn, Si, Cu, Mn, Mo. El niquel, cromo y aluminio apenas afectan a la dureza de la ferrita..

(29)

>

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

..

1·0

0'5

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,..

(30)

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 otros

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

la región de estabilidad del hierro

y,

de tal manera que a partir de un determinado contenido

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

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

fósforo, junto con los elementos fuertemente formadores de carburos: titanio, vanadio, molibdeno y cromo. Finalmente, en un último caso, elementos como el boro, tántalo, niobio

y zirconio producen la contracción del bucle de hierro

y,

pero ahora éste termina formando

(31)

Capítulo 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 W

(32)

I 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

(33)

.

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 más

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

1200

0,80

0,60

E

800 e

o 040

0,20

Figura 3.5

La Figura 3.6 muestra el efecto de pequeñas adiciones de manganeso

y

molibdeno sobre el

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

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

y

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

y

bainíticas.

1000

900

800

a. 700 E

600

500

6

e

A = Fe-0'5 al % e

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

---A

e}

Ae3 ---6

10

Reaclion lime (s)

(34)

Capítulo 4. Temple del acero 27

TEMPLE DEL ACERO

4.1. Martensita

Si se enfría rápidamente la austenita a una velocidad mayor que la velocidad crítica de temple (menor velocidad a la que se impide la formación de las estructuras perlito-

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

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

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

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

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

rápido que hemos debido realizar recibe el nombre de temple.

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

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

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

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

OFe atoms

· e

atoms · Octahedral

interstices

a

---"1

Figura 4.1

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

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

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

reticular de la austenita con su contenido de carbono).

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

(35)

Capítulo 4. Temple del acero 28

c/a

=

1

+

0.045 %C

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

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

(36)

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.

La

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

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

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

(37)

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

(38)

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 de

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

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

creación de

un

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

llegar a producir el agrietamiento del acero.

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

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

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

temperaturas dependen casi exclusivamente de la composición química del acero:

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

(39)

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 - 7.5Mo

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

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

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

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

veríamos que su temperatura

Me

es inferior a la temperatura ambiente, de modo que tras

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

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

debajo de la temperatura ambiente hasta alcanzar la temperatura

Me

del acero.

100 ---

o 50

20 ..

..

-.

e

2

-LlO x lO' (Ms Tq)

10

HARR I S AND

·

2.0

V =6.95xlO- 15r455-(M -TIJ5.32

s q

· PURE IRON-CARBeN

-.

;

1.0

· PURE IRON-CARBON (SUB-ZERO QUENCH) PlAIN CARBON

SAE S2100

·

.5 . · PlAIN CARBON (AFTER HARP.IS AND COHEN)

Ms - Tq (oC)

Figura 4.6

El contenido de austenita residual tras el temple de un acero depende de tres factores:

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

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

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

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

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

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

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

(40)

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

(41)

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

(42)

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)s

Igualando ambos flujos, resulta:

(dT/dx)s

=

(h/k) (Ts- T

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

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

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

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

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

severidad de temple, que tiene las dimensiones de

H

=

h / 2k

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

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

suelen utilizar unos valores medios aproximados característicos de cada medio. La Tabla 4.1 muestra la severidad H (en pulgadas· l) de diferentes medios de temple y

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

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

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

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

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

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

(43)

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

(44)

Capítulo 4. Temple del acero 37

(S/V)en

=

/

=

2 / r

1470 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

(45)

-

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

I

T

\1

I

I

I

I

I

I I I

I

I I I

(a)

I

I

I I

(b)

I

I I I

(e)

I

I I I

(d)

I

[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

Figure

Figura 1.2
Figura 2.1
Figura 2.2
Figura 2.3
+7

Referencias

Documento similar

Dado que el régimen de los poderes de emergencia afecta a la democracia, a los derechos fundamentales y humanos, así como al Estado de derecho, el control de

Volviendo a la jurisprudencia del Tribunal de Justicia, conviene recor- dar que, con el tiempo, este órgano se vio en la necesidad de determinar si los actos de los Estados

La vida real, no obstante, proporciona la certidumbre de que, en multitud de ocasiones, el interés de cada uno se satisface con el concurso propio y de otro u otros portadores

Este libro intenta aportar al lector una mirada cuestiona- dora al ambiente que se desarrolló en las redes sociales digitales en un escenario de guerra mediática mantenido por

o esperar la resolución expresa&#34; (artículo 94 de la Ley de procedimiento administrativo). Luego si opta por esperar la resolución expresa, todo queda supeditado a que se

 F-83XX: Aceros moldeados de baja aleación para F-83XX: Aceros moldeados de baja aleación para usos generales.. anulado a la norma UNE

Gastos derivados de la recaudación de los derechos económicos de la entidad local o de sus organis- mos autónomos cuando aquélla se efectúe por otras enti- dades locales o

1. LAS GARANTÍAS CONSTITUCIONALES.—2. C) La reforma constitucional de 1994. D) Las tres etapas del amparo argentino. F) Las vías previas al amparo. H) La acción es judicial en