Ingeniería y ciencia de los materiales metalicos

Ingeniería y Ciencia de los Materiales Metálicos

Ingeniería y Ciencia de los Materiales Metálicos Víctor M. Blázquez Martínez · Vicente Lorenzo Esteban Benito del Río López

D XTRA EDITORIAL

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Diseño de cubierta: ©TheIdeas · www.ideasjc.net © Víctor M. Blázquez Martínez, Vicente Lorenzo Esteban, Benito del Río López © Sección de Publicaciones de la Escuela Técnica Superior de Ingenieros Industriales. Universidad Politécnica de Madrid © Dextra Editorial S.L. C/Arroyo de Fontarrón, 271, 28010 Madrid Teléfono: 91 773 37 10 Reservados todos los derechos. Está prohibido, bajo las sanciones penales y el resarcimiento civil previstos en las leyes, reproducir, registrar o trasmitir esta publicación, íntegra o parcialmente por cualquier sistema de recuperación y por cualquier medio, sea mecánico, electrónico, magnético, electroóptico, por fotocopia o por cualquier otro, sin la autorización expresa por escrito de Dextra Editorial. S.L.

ISBN: 978‐84‐16277‐22‐3 Depósito legal: M‐31217‐2014 Impreso en España. Printed in Spain

INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS

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ÍNDICE CAPÍTULO 1. CRISTALOGRAFÍA

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1. INTRODUCCIÓN 2. SÓLIDOS CRISTALINOS 3. SISTEMAS CRISTALINOS MÁS FRECUENTES EN LOS METALES 4. NOTACIONES CRISTALOGRÁFICAS

CAPÍTULO 2. DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS

23

1. INTRODUCCIÓN 2. DEFECTOS PUNTUALES 3. DEFECTOS LINEALES: DISLOCACIONES 4. DEFECTOS SUPERFICIALES

CAPÍTULO 3. FASES DE LAS ALEACIONES METÁLICAS

49

1. INTRODUCCIÓN 2. SOLUCIONES SÓLIDAS 3. COMPUESTOS DEFINIDOS DE VALENCIA ANORMAL

CAPÍTULO 4. DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASES

65

1. DIFUSIÓN. MECANISMOS 2. PRIMERA LEY DE FICK 3. EXPERIMENTO DE KINKERDALL 4. VARIABLES DE LA DIFUSIÓN 5. TRANSFORMACIONES DE FASE EN ESTADO SÓLIDO

CAPÍTULO 5. DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO

85

1. INTRODUCCIÓN 2. REGLA DE LAS FASES 3. PRINCIPIO DE LE CHATELIER 4. DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO. CONSTRUCCIÓN 5. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LÍQUIDO Y SÓLIDO 6. REGLA DE LA HORIZONTAL Y DE LOS SEGMENTOS INVERSOS 7. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LÍQUIDO Y PARCIAL EN ESTADO SÓLIDO 8. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LÍQUIDO E INSOLUBILIDAD EN ESTADOSÓLIDO 9. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD PARCIAL EN ESTADO LÍQUIDO

10. DIAGRAMAS DE INSOLUBILIDAD EN ESTADO LÍQUIDO Y SÓLIDO O DE INSOLUBILIDAD TOTAL 11. TRANSFORMACIONES EN ESTADO SÓLIDO 12. DIAGRAMAS VERTICALES DE ENFRIAMIENTO LENTO

CAPÍTULO 6. SOLIDIFICACIÓN

129

1. SOLIDIFICACIÓN REAL 2. HETEROGENEIDAD MENOR 3. HETEROGENEIDAD MAYOR 4. HETEROGENEIDAD ESTRUCTURAL

CAPÍTULO 7. CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES

141

1. INTRODUCCIÓN 2. ENSAYO DE TRACCIÓN 3. ENSAYOS DE DUREZA 4. ENSAYOS DE RESILIENCIA 5. ENSAYOS DE FATIGA 6. ENSAYO DE FLUENCIA

CAPÍTULO 8. DIAGRAMA HIERRO-CEMENTITA

161

1. INTRODUCCIÓN 2. DIAGRAMA Fe-Fe3C 3. PUNTOS CRÍTICOS DE LOS ACEROS 4. DIAGRAMA Fe-Fe3C SIMPLIFICADO

CAPÍTULO 9. CONSTITUYENTES DE LOS ACEROS RECOCIDOS

175

1. INTRODUCCIÓN 2. FERRITA 3. CEMENTITA 4. CARBUROS, NITRUROS Y CARBONITRUROS 5. PERLITA 6. INCLUSIONES NO METÁLICAS 7. PROPIEDADES MECÁNICAS DE ACEROS RECOCIDOS

CAPÍTULO 10. TRANSFORMACIONES ISOTÉRMICAS DE LA AUSTENITA

1. EL MICROCONSTOTUYENTE AUSTENITA 2. DESCOMPOSICIÓN ISOTÉRMICA DE LA AUSTENITA 3. TRANSFORMACIONES Ar’ 4. TRANSFORMACIONES Ar’’ 5. TRANSFORMACIONES Ar’’’

197

CAPÍTULO 11. CURVAS T.T.T. Y C.C.T.

215

1. ESTUDIO EXPERIMENTAL DE LA DESCOMPOSICIÓN ISOTÉRMICA DE LA AUSTENITA 2. CURVAS T.T.T. DE ACEROS AL CARBONO 3. ELEMENTOS DE ALEACIÓN Y CURVAS T.T.T. 4. OTROS FACTORES QUE INFLUYEN SOBRE LAS CURVAS T.T.T. 5. CURVAS C.C.T. 6. APLICACIÓN DE LAS CURVAS T.T.T. Y C.C.T.

CAPÍTULO 12. TEMPLE

233

1. TRATAMIENTOS DE LOS ACEROS 2. EL TEMPLE 3. MECANISMO DEL TEMPLE 4. FACTORES DEL TEMPLE 5. DEFORMACIÓN, TENSIONES Y GRIETAS DE TEMPLE 6. TEMPLABILIDAD 7. DIÁMETRO CRÍTICO IDEAL 8. ENSAYO JOMINY

CAPÍTULO 13. REVENIDO

259

1. INTRODUCCIÓN 2. MODIFICACIONES MICROESTRUCTURALES EN EL REVENIDO 3. CURVAS DEL REVENIDO 4. FRAGILIDAD DEL REVENIDO 5. FACTORES DEL REVENIDO 6. REVENIDOS EQUIVALENTES 7. MODIFICACIONES DIMENSIONALES EN EL REVENIDO

CAPÍTULO 14. RECOCIDOS

1. INTRODUCCIÓN 2. RECOCIDO DE HOMOGENEIZACIÓN 3. RECOCIDO DE REGENERACIÓN 4. RECOCIDO DE RECRISTALIZACIÓN 5. RECOCIDO DE ABLANDAMIENTO 6. RECOCIDO DE ATENUACIÓN Y RELAJACIÓN 7. RECOCIDO DE DESHIDROGENACIÓN 8. HIPERTEMPLE 9. NORMALIZADO

275

CAPÍTULO 15. TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS

291

1. INTRODUCCIÓN 2. AUSTEMPERING 3. MARTEMPERING 4. RECOCIDO ISOTÉRMICO 5. TEMPLE SUBCERO 6. TEMPLE INTERRUMPIDO

CAPÍTULO 16. TEMPLES SUPERFICIALES

301

1. INTRODUCCIÓN 2. CLASIFICACIÓN DE LOS TRATAMIENTOS SUPERFICIALES 3. TEMPLES SUPERFICIALES 4. RESISTENCIA A LA FLEXIÓN DE LAS PIEZAS TRATADAS SUPERFICIALMENTE

CAPÍTULO 17. TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS

313

1. INTRODUCCIÓN 2. CEMENTACIÓN 3. NITRURACIÓN

CAPÍTULO 18. CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN

333

1. ACEROS: DEFINICIÓN Y CLASIFICACIONES 2. ELEMENTOS DE ALEACIÓN EN LOS ACEROS 3. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN

CAPÍTULO 19. ACEROS DE HERRAMIENTAS

359

1. INTRODUCCIÓN. CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS DE HERRAMIENTAS 2. ACEROS DE HERRAMIENTAS PARA TRABAJO EN FRÍO 3. ACEROS DE HERRAMIENTAS PARA TRABAJO EN CALIENTE

CAPÍTULO 20. ACEROS INOXIDABLES

1. INTRODUCCIÓN. CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS INOXIDABLES 2. ACEROS INOXIDABLES MARTENSÍTICOS 3. ACEROS INOXIDABLES FERRÍTICOS 4. ACEROS INOXIDABLES AUSTENÍTICOS 5. ACEROS INOXIDABLES REFRACTARIOS 6. ACEROS INOXIDABLES RESISTENTES A ALTA TEMPERATURA 7. ACEROS INOXIDABLES PARA VÁLVULAS 8. ACEROS AUSTENO-FERRÍTICOS

379

CAPÍTULO 21. FUNDICIONES NO ALEADAS

397

1. EL DIAGRAMA HIERRO-GRAFITO 2. FUNDICIONES: DEFINICIÓN Y CLASIFICACIONES 3. FUNDICIONES BLANCAS 4. FUNDICIONES GRISES 5. FUNDICIONES ATRUCHADAS 6. TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE LAS FUNDICIONES

CAPÍTULO 22. FUNDICIONES ESPECIALES

431

1. INTRODUCCIÓN. CLASIFICACIÓN DE LAS FUNDICIONES ESPECIALES 2. FUNDICIONES CON GRAFITO MODIFICADO

Abril de 2014


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CAPÍTULO 1: CRISTALOGRAFÍA

1. CRISTALOGRAFÍA 1. INTRODUCCIÓN

Las propiedades de un material metálico dependen de cómo es su estructura a tres niveles distintos de observación: la escala cristalográfica, la microscópica y la macroscópica. En este capítulo se aborda el estudio de los metales en la escala cristalográfica, pues una aleación es un sólido cristalino habitualmente, aunque hoy en día presentan un considerable interés los llamados “metales amorfos” obtenidos por enfriamientos rapidísimos en la transición líquido-sólido.

En capítulos posteriores se hará el estudio en las escalas micro y macroscópica.

2. SÓLIDOS CRISTALINOS La estructura de un sólido cristalino se construye por la repetición infinita y regular en el espacio de un patrón formado por un conjunto reducido de unidades estructurales básicas (átomos, iones o moléculas). De acuerdo con lo anterior, basta con conocer cuál es el patrón que se repite para que el cristal quede completamente definido. La periodicidad de la estructura confiere a los sólidos cristalinos su característica distintiva, el orden de largo alcance o, lo que es lo mismo, la invariancia traslacional. Es decir, cuando se conocen las posiciones de unos pocos átomos vecinos, es posible conocer las de átomos muy lejanos o, lo que es lo mismo, la distribución de átomos no se ve alterada al ser sometida a ciertas traslaciones.

Para describir un sólido cristalino hay que precisar qué se repite y cómo se repite. Como la red, por definición, es periódica, vendrá caracterizada por su periodo, es decir, por el motivo que repitiéndose llena todo el espacio. A este motivo se le denomina celdilla unidad. Para redes tridimensionales, la celdilla unidad es un paralelepípedo y

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Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.

los parámetros son las longitudes de sus aristas, a, b y c y los ángulos que forman entre ellas, D,EyJ.

La celdilla unidad no es única ya que, para cada red, existen infinitas celdillas unidad y, por tanto, su elección es convencional. La elección de la celdilla se suele realizar en cada caso atendiendo a criterios de simetría, siendo habitual seleccionar aquella celdilla unidad que resalte de forma más clara los elementos de simetría de la red. Se llaman celdillas primitivas a todas las posibles celdillas de volumen mínimo.

3. SISTEMAS CRISTALINOS MÁS FRECUENTES EN LOS METALES En lo que sigue se van a discutir con cierto detalle los sistemas cristalinos más frecuentes en materiales metálicos, que son el sistema cúbico centrado, el cúbico centrado en las caras y el hexagonal compacto. Para caracterizar estas estructuras, se va a estudiar tanto la distribución del espacio ocupado por los átomos como la del espacio libre. Tan importante es la segunda parte del estudio como la primera, ya que ciertas propiedades de los sólidos cristalinos son función de la cantidad de volumen no ocupado y de cómo éste se distribuye.

Antes de comenzar con la descripción de las estructuras cristalinas, conviene hacer una precisión respecto a la terminología. En adelante se van a emplear los términos ion o catión para referirse a la unidad estructural básica de los cristales metálicos. Gran parte de la descripción que se presentará a continuación también será válida para cristales de los materiales no metálicos, con la misma estructura o con estructuras análogas, sin más que cambiar el término ion por átomo cuando sea necesario.

3.1 Sistema cúbico centrado (C.C.) La celdilla de este sistema es la que se muestra en la figura 3-1. Para comenzar con el estudio de este sistema cristalino se va a determinar el número de iones por celdilla. En principio, se va admitir que en la celdilla aparecen dos tipos de iones, los situados en los vértices y el central. Los iones que se encuentran sobre los vértices están


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compartidos por 8 celdillas (las concurrentes en el vértice) de modo que a la celdilla que se considera le corresponde 1/8 parte de cada uno de estos iones, mientras que el ion central está íntegramente contenido en la celdilla. De acuerdo con lo anterior, el número de iones contenidos en la celdilla en cuestión es de (8 x 1/8) + 1 = 2.

Figura 3-1. Celdilla unidad de un cristal C.C.

El número de coordinación de un sistema cristalino coincide con la cantidad de vecinos más próximos a cada unos de sus iones. El examen de la celdilla dibujada en la figura 3-1 permite concluir que los iones son tangentes a lo largo de la diagonal del cubo, y que el número de iones que son equidistantes del ion que centra la celdilla es de 8. La misma conclusión se obtendría si se considerara uno de los iones situados en los vértices de la celdilla cúbica que tiene también ocho vecinos, los iones que centran las ocho celdillas que concurren en el vértice en cuestión. Este último resultado no tiene nada de sorprendente, la periodicidad de la estructura cristalina exige que el entorno de cualquiera de sus iones sea idéntico y, en consecuencia, hace que carezca de sentido la distinción que se ha hecho hasta ahora entre iones situados en el centro de la celdilla o en sus vértices.

El tamaño de la celdilla unidad, que en este caso viene medido por el parámetro “a”, está relacionado con el radio, r, de los iones metálicos. Esta relación se puede establecer empleando el modelo de las esferas rígidas. Según este modelo, un átomo o un ion pueden representarse por una esfera de radio dado y un cristal por un conjunto de esferas en contacto. El modelo se apoya en un hecho experimental, la repetición de las distancias entre las entidades básicas que forman los cristales para cada par de entidades y para cada clase de enlace. Así, en cristales iónicos el radio dependerá del grado de ionización, resultando mayor que el radio atómico para los aniones y menor

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para los cationes. El radio metálico es muy próximo al radio atómico si bien aparecen pequeñas diferencias en función del número de coordinación. Los experimentos demuestran que el radio metálico de un ion cae en cerca de un 3% cuando el número de coordinación disminuye de 12 a 8 y cerca de un 4% cuando el número de vecinos más próximos pasa de 12 a 6.

Cuando se aplica este modelo a la estructura C.C. el contacto entre iones debe producirse a lo largo de la diagonal de la celdilla de modo que resulta:

4r

a 3 ;r

a 3 4

Este resultado demuestra que el parámetro de la red de los cristales metálicos es del mismo orden de magnitud que los radios de los iones metálicos, de unas pocas décimas de nanómetro.

Una vez que se conoce la relación existente entre el radio metálico y el parámetro de la red, no es difícil cuantificar la eficiencia con la que los átomos del metal ocupan el espacio. La eficiencia del empaquetamiento cristalino se mide por su compacidad, magnitud que se define como la razón del volumen ocupado al volumen total de la celdilla. Para un cristal C.C. el volumen ocupado en una celdilla coincide con el correspondiente a los dos iones contenidos en la misma (2

4 3

S r3) y el volumen total es

a3, de modo que se llega a: 2 compacidad

4 3 Sr 3 a3

3S 8

0,68

El resultado anterior muestra que el 68% del volumen de un cristal C.C. está ocupado por los iones mientras que el 32% restante está libre. Nótese que el valor de la compacidad siempre debe ser menor que la unidad y que, en los cristales de los metales puros, es independiente de la naturaleza de los iones. Cuando se consideran cristales en los que intervienen varios iones distintos, la compacidad depende de la razón entre los tamaños de éstos.


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El concepto de intersticio, término que hace referencia a los huecos presentes en una estructura cristalina, permite estudiar cómo se distribuye el espacio vacío que aparece en todo cristal. En los cristales C.C. aparecen dos tipos diferentes de intersticios, que se distinguen por su tamaño, que se conocen como mayores y menores.

Los intersticios mayores de los cristales C.C. están limitados por cuatro iones vecinos tal como los A, B, C y D de la figura 3-2(a). Conviene destacar que, a diferencia de lo que sucede en otros sistemas cristalinos, los cuatro iones que limitan los intersticios de este tipo no se encuentran sobre los vértices de un tetraedro regular. El radio del mayor átomo que puede alojarse en uno de estos intersticios sin deformar el cristal, rIM, que se puede determinar a partir de cálculos geométricos basados en el modelo de las esferas rígidas, como los de la figura 3-2(b), resulta ser 0,291r. Estos cálculos demuestran que los huecos de este tipo que aparecen en metales con estructura C.C. son menores que los iones que forman el cristal. En cada una de las caras de la celdilla unidad aparecen cuatro de estos intersticios en posiciones como las marcadas con la letra E, y como cada uno está compartido por dos celdillas contiguas, el número de intersticios mayores por celdilla será de 4 x 6 x 1/2 = 12 siendo su radio rIM = 0,291r.

En los cristales C.C. aparecen también otros intersticios, conocidos como menores, que están rodeados por seis iones que forman un octaedro irregular, tal como el que se encuentra en el centro de la cara superior de la celdilla de la figura 3-2 (b). El radio, rIm, de los intersticios menores se determina teniendo en cuenta que la mitad de la arista de la celdilla debe ser igual a la suma del radio metálico y del radio del intersticio, llegando a rIm = 0,155 r. Estos intersticios se encuentran en el centro de las caras y de las aristas de la celdilla, de modo que su número es: (6 x 1/2) + (12 x 1/4) = 6.

Se ha destacado que los seis iones que rodean un intersticio menor no se encuentran sobre los vértices de un octaedro regular porque, como ya se ha señalado, las distancias AC y AB son diferentes. Por tanto, la deformación de la red que se produce cuando un átomo mayor que el hueco se introduce en el mismo es anisótropa. En efecto, si un átomo con radio mayor que 0,155 r entra en uno de estos huecos, sólo

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desplazará los dos átomos C y D que centran las celdillas que comparten el intersticio, sin modificar la posición de los cuatro situados sobre la cara de la celdilla ya que CD>AC. La importancia de este hecho resultará evidente cuando más adelante se estudie la estructura de algunas de las fases presentes en los aceros.

AM

r rIM a

(a / 2)2 (a / 4)2 rIM 2(r rIm ) rIm

0,291r

0,155 r

Figura 3-2. Intersticios en un cristal C.C.

Algunos ejemplos de metales que presentan estructuras C.C. son el litio, el sodio, el potasio, el bario, el titanio a temperaturas superiores a los 882°C, el vanadio, el cromo, el molibdeno, el wolframio y las formas alotrópicas Dy G del hierro, que son las estables por debajo de 910°C y por encima de 1396°C, respectivamente. En la relación anterior aparecen dos ejemplos del fenómeno conocido como alotropía o polimorfismo, propiedad de ciertos elementos químicos de presentar diferentes estructuras cristalinas dependiendo de las variables externas presión y temperatura.

La descripción que se ha dado de un cristal C.C. es suficiente para calcular algunas de sus propiedades macroscópicas como, por ejemplo, su densidad a partir de datos fundamentales como son el peso y el radio atómico. Para realizar este cálculo hay que apoyarse en la periodicidad de la estructura: la densidad del cristal debe coincidir con la


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de su celdilla unidad. Para un metal la densidad resulta ser la masa contenida en una celdilla divida por su volumen, es decir, para celdillas cúbicas:

d

(átomos / celdilla) x peso atómico 6,023 10 23 a 3

3.2 Sistema cúbico centrado en las caras (C.C.C.) La celdilla del sistema C.C.C. es la que se muestra en la figura 3-3. El número de iones por celdilla es 4, ya que cada uno de los ocho iones situados en los vértices se comparten por las ocho celdillas concurrentes en el mismo y los seis situados en el centro de las caras están compartidos por dos celdillas contiguas: (8 x 1/8) + (6 x 1/2) = 4 Los átomos situados en la diagonal de las caras del cubo son tangentes entre sí.

Figura 3-3. Celdilla unidad de un cristal C.C.C.

El número de coordinación para este sistema se puede determinar estudiando el entorno de uno de cualquiera de sus iones. Si se considera el ion situado en uno de los vértices de la celdilla, los vecinos más próximos se encuentran en los centros de las caras que concurren en el vértice, como hay doce caras que cumplen con esta condición, el número de coordinación resulta ser 12. Como ya se señaló al estudiar el sistema C.C., se llegaría a idéntica conclusión al considerar los iones que se encuentran en el centro de las caras de la celdilla.

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El radio atómico resulta ser: 4r = a2; r = a2/4. Una vez que se conoce el parámetro de la red y el número de iones por celdilla,

es inmediato obtener la

compacidad:

4 compacidad

4 3 Sr 3 a3

S 3 2

0,74

Los intersticios mayores de un cristal C.C.C. están limitados por seis átomos dispuestos sobre los vértices de un octaedro regular, motivo por el que también se conocen como intersticios octaédricos. Del examen de la figura 3-4(a), en la que se ha representado uno de estos intersticios, se sigue que su radio es rIM = 0,41 r. Los intersticios octaédricos de un cristal C.C.C. se encuentran en el centro de la celdilla y en el centro de sus doce aristas, de modo que su número es de 4 = 1 + (12 x 1/4).

r rIM a / 2 rIM 0,41r

r rIm

3a / 4 rIm

0,225 r

Figura 3-4. Intersticios en un cristal C.C.C.

Los intersticios menores se conocen como intersticios tetraédricos ya que están limitados por cuatro iones que se sitúan sobre los vértices de un tetraedro regular centrado en el hueco. Según se muestra en la figura 3-4(b) su radio es rIm = 0,225 r y su


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número es de 8 ya que se encuentran en el centro de los ocho cubos en que se puede dividir la celdilla. Algunos ejemplos de metales con estructura C.C.C. son el calcio, el aluminio, el cobalto, el níquel, el platino, el cobre, el oro, la plata, el plomo y el hierro J, la variedad alotrópica que es estable entre 910 y 1396°C.

3.3. Sistema hexagonal compacto (H.C.) La red de un cristal con estructura H.C. es hexagonal y está formada por una celdilla como la indicada en la figura 3-5.

El número de iones contenidos en una celdilla H.C., como la de la figura 3-5, sería: 6 = (12 x 1/6) + (2 x 1/2) + 3.

Figura 3-5. Celdilla unidad del sistema H.C.

Cuando se aplica la condición de tangencia a lo largo de las aristas de la base, se concluye que el parámetro “a” debe coincidir con el doble del radio (a = 2 r). De la condición de tangencia entre las esferas situadas en el plano central del prisma hexagonal y las situadas en las bases, se sigue que la relación entre la altura del prisma, c, y la arista de la base, a, debe ser doble de la existente entre la altura y la arista de un tetraedro regular, es decir, c/a = 2 2 / 3 .

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El número de coordinación para el sistema H.C. es 12. Los vecinos más próximos a uno de los iones que centran una de las bases son los seis situados en los vértices de la misma y los seis que se encuentran en los planos centrales de los prismas hexagonales vecinos de los que forma parte la base que se considera. La misma conclusión se alcanzaría al considerar cualquier otro ion por las razones que se han comentado en apartados anteriores.

Cuando se conocen los resultados anteriores, el cálculo de la compacidad resulta sencillo, llegándose a:

compacidad

6 4 S r3 3 6 1 a 3 ac 2 2

S 3 2

0,74

Una vez que se ha llegado a este punto, conviene señalar que el número de coordinación y la compacidad en los sistemas C.C.C. y H.C. son iguales y que, además, alcanzan los valores máximos posibles para apilamientos de esferas idénticas. Para comprender por qué

es así, se va a presentar una demostración

constructiva. El apilamiento más eficiente de esferas idénticas sobre un plano se consigue cuando cada esfera es tangente a otras seis según se ilustra en la figura 36(a). Para construir un apilamiento tridimensional de esferas de máxima eficiencia deben sobreponerse planos como el descrito, llamados planos compactos, sobre planos idénticos, de modo que las distancias interplanares resulten mínimas. Esto se consigue si los centros de las esferas del plano que se sobrepone al que se considera se sitúan sobre las posiciones marcadas con las letras B o las marcadas con C. Si el segundo plano se ha dispuesto de modo que los centros de las esferas ocupen posiciones B, los centros de las esferas del tercer plano del apilamiento de máxima eficiencia deben situarse sobre posiciones A o C. No es difícil darse cuenta que, siguiendo el método anterior, se pueden construir infinitos apilamientos con número de coordinación 12 que resultan de máxima compacidad. Los sistemas H.C. y C.C.C. no son más que casos particulares de este tipo de apilamientos. En el primer caso, la secuencia de apilamiento es del tipo ...ABABAB... mientras que en el segundo lo es del tipo ...ABCABC... Los planos compactos

son los basales y el intermedio en los

cristales H.C. y los octaédricos en los cristales C.C.C. Los planos que se han citado en


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último lugar reciben su nombre por contener las caras de los octaedros que limitan los intersticios mayores de los cristales C.C.C.

(a)

(b)

(c)

Figura 3-6. (a) Plano compacto; (b) Apilamiento…ABCABC…del sistema C.C.C. (c) Apilamiento…ABA…del sistema H.C.

La figura 3-7 muestra que los intersticios de los cristales con máxima compacidad, C.C.C. y H.C., deben tener la misma geometría (igual relación entre el tamaño y el radio metálico), y deben aparecer en idéntica cantidad (igual relación entre el número de intersticios de cada tipo y el número de iones por celdilla). Es decir, en la celdilla HC debe haber 6 intersticios octaédricos con radio rIM = 0,41 r y 12 intersticios tetraédricos con radio rIm = 0,225 r.

Figura 3-7. Intersticios octaédricos y tetraédricos en el sistema H.C.

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Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos. Únicamente el helio, sólido de Van der Waals a temperaturas próximas al cero

absoluto, presenta una estructura H.C. ideal. Los cristales metálicos con estructura H.C. se separan de la idealidad en cuanto que el cociente c/a toma valores distintos del teórico 1,633, según se puede ver con los ejemplos que se presentan en la tabla adjunta:

M etal c/a

Be 1,581

Ti 1,586

Co 1,622

Mg 1,623

Zn 1,861

Cd 1,886

La similitud del entorno de un ion en las estructuras C.C.C. y H.C. hace que, en general, sus energías sean similares de modo que el paso de una a otra resulta relativamente sencillo y, por tanto, no es difícil encontrar metales con variedades alotrópicas en ambos sistemas. Ejemplos de lo anterior son el Co, que pasa de la estructura cúbica a la hexagonal al calentar por encima de 450°C, y el hierro, que presenta una variedad alotrópica hexagonal conocida como H a presiones superiores a 150 kbar que se transforma en C.C.C. con el calentamiento.

4. NOTACIONES CRISTALOGRÁFICAS

Ciertos aspectos del comportamiento de los sólidos cristalinos están relacionados con el modo en que las entidades que forman el cristal se distribuyen sobre algunos planos y direcciones particulares. De ahí lanecesidad de identificar de una forma precisa los planos y las direcciones en los cristales, identificación que se consigue por medio de las notaciones cristalográficas.

4.1.Índices de Miller El convenio universalmente aceptado para denotar planos y direcciones en un cristal es el de los índices de Miller. El sistema de referencia que se utiliza es el mismo que se ha descrito para localizar las entidades que forman un cristal, una referencia con los ejes paralelos a las aristas de la celdilla unidad en el que los parámetros a, b y c se utilizan como unidades de medida a lo largo de cada uno de los ejes. De acuerdo


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con esta elección, sólo para los sistemas cúbicos se trabaja con una referencia en la que los tres ejes son mutuamente perpendiculares y en la que la unidad de medida es la misma para los tres ejes.

La figura 4-1 ilustra el proceso que hay que seguir para obtener los índices de Miller de un plano. El primer paso es determinar la distancia al origen de los cortes de dicho plano con los ejes, a continuación se calculan los inversos de las distancias al origen y, por último, se reducen las fracciones resultantes para obtener la terna de enteros más sencilla posible h, k, l. Los índices de Miller del plano son estas tres cifras escritas entre paréntesis sin ninguna separación, (hkl). Si como resultado de este proceso apareciera alguna cantidad negativa, en lugar de colocar el signo menos delante de la cifra correspondiente como es habitual, se coloca sobre ella.

Figura 4-1. Ejemplo de cálculo de los índices de Miller de un plano

Una cuestión que se puede plantear en este momento es por qué se afirma en el párrafo anterior que los inversos de los cortes de los planos con los ejes se pueden reducir a una terna de enteros. Esto es así porque no todos los planos que se puedan definir en un cristal son interesantes en Cristalografía, sólo los planos que contienen todos los átomos y que no tiene planos vacíos son de importancia para explicar las propiedades de los cristales y para ellos la condición se cumple. Estos planos son los únicos que producen difracción y se llaman planos cristalográficos.

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Aunque al introducir el concepto de índices de Miller resulta cómodo referirse a un plano en particular como el de la figura 4-1, hay que tener presente que, en una estructura periódica como la de un cristal, los planos con idéntica orientación e idéntica distribución de iones son indistinguibles. Realmente la notación (hkl) hace referencia a un conjunto de planos paralelos al que se ha dibujado en la figura 4-1 con un espaciado interplanar, dhkl, que coincide con la distancia del plano considerado al origen de la referencia. Para el caso particular de los sistemas cúbicos, se cumple que:

d hkl

a h k 2 l2 2

En ocasiones puede resultar de interés referirse a todas las familias de planos con la misma distribución de iones que la (hkl) sea cuál sea su orientación. En esos casos se utiliza la notación {hkl}. Es fácil comprobar que hay 24 planos cristalográficamente equivalentes con índices {hkl}, 12 con índices {hhl}, 6 con índices {hh0}, 3 con índices {h00} y 4 con índices {hhh}.

Los índices de Miller de una dirección de un cristal se obtienen reduciendo a enteros las componentes de un vector paralelo a la misma que pase por el origen y escribiendo las cifras resultantes entre corchetes sin separación de comas. En el caso de obtener alguna cantidad negativa se usa el mismo convenio descrito para los planos.

Para referirse a todas direcciones con la misma distribución de iones que la [hkl] se emplea la notación .

En sistemas cúbicos una dirección perpendicular a un plano tiene idénticos índices de Miller que aquél, es decir: [hkl] A (hkl).

En el sistema hexagonal con objeto de resaltar las simetrías y que planos y direcciones cristalográficamente equivalentes se puedan representar por unos índices únicos, se utiliza un sistema de 4 índices h, k, i y l tanto para planos como para direcciones. En el plano basal los índices [hki] corresponden a direcciones que forman ángulos de 120º, por tanto debe ser h + k + i = 0 (figura 4-2).


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Si en el plano basal los dos primeros índices para una dirección que resultan de aplicar el sistema de dos únicos ejes h y k que forman un ángulo de 120º son U y V, respectivamente, los nuevos índices en el sistema de tres ejes son h = (2U – V)/3, k = (2V – U)/3, i = -(h + k). El índice l viene dado por el inverso del punto de corte del plano con el eje de la altura.

Figura 4-2. Índices de Miller en el sistema hexagonal

Por ejemplo, en la figura 4.2. los índices correspondientes al eje h serán: [2 1 10]

U = 1, V = 0, h = 2/3, k = -1/3, i = -1/3 Por simetría: eje k

[ 12 10] y eje i

[ 1 120]

Para la dirección r: U = 1/2 V =1, h = 0, k = 1/2, i = -1/2 Y para la s: U = -1, V = -1/2, h = -1/2, k = 0, i = 1/2

[01 10]

[ 1010]

En el sistema H.C. un plano y una dirección perpendiculares entre sí no tienen iguales índices pues c a.

Para el plano de la figura 4.3. los índices de Miller serán (10 12), pues la dirección [10 10] es perpendicular a la traza del plano con el plano basal y el plano corta en 1/2 al eje l.

Figura 4-3. Índices de Miller (10 12) en el sistema hexagonal para el plano indicado

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4.2. Densidad planar y densidad lineal El término densidad planar alude al número de iones por unidad de superficie presentes en un plano cristalográfico (hkl). La densidad planar se puede calcular a partir del espaciado interplanar por medio de la expresión:

Densidad planar (hkl) = número de átomos por unidad de volumen x dhkl

El número de iones por unidad de longitud a lo largo de una dirección [hkl] es su densidad lineal.

4.3. Planos cristalográficos Se denominan planos cristalográficos a los planos (hkl) que cumplen las dos condiciones siguientes: x

contienen a todos los átomos del cristal

x

ninguno de los planos del conjunto está vacío

En el sistema C.C. estos planos cumplen que h+k+l = par y en el sistema C.C.C. los tres índices deben ser todos pares o todos impares, considerando al cero como par, pero esta regla sólo es aplicable si no existen en la familia planos vacíos.

Algunos ejemplos de planos cristalográficos en los sistemas más frecuentes entre los metales son los que se muestran en las figuras 4-4, 4-5 y 4-6.

Figura 4-4. Planos cristalográficos en cristales C.C.


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Figura 4-5. Planos cristalográficos en cristales C.C.C.

Figura 4-6. Planos cristalográficos en cristales H.C.

Los planos de máxima densidad planar son los compactos, figura 3-6 (a). Para el sistema C.C., que no presenta planos compactos, los planos de mayor densidad son los {101} que contienen la dirección compacta <111> en la que los átomos son todos tangentes entre sí. En el sistema C.C.C. los planos compactos son los {111} y la dirección compacta es la <110>. En el sistema H.C. los planos compactos son los {0002} y las direcciones compactas las <2 1 10>.

Los planos y las direcciones compactas juegan un papel importante a la hora de explicar ciertos aspectos del comportamiento de los sólidos cristalinos. Así, por ejemplo, los primeros picos que aparecen en los diagramas de difracción de rayos X son los debidos a los planos compactos o a los de mayor densidad en ausencia de aquéllos. En efecto, el ángulo T correspondiente a las difracciones del plano (hkl) está relacionado con la distancia interplanar por medio de la ley de Bragg:

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Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos. n O = 2 dhkl sen T

donde n es el orden de la difracción y O es la longitud de onda de la radiación. Los picos asociados a los planos compactos son, además, los más intensos ya que la intensidad crece con el número de centros de difracción.

4.4. Deformación plástica por deslizamiento El modo en que se produce la deformación plástica de un cristal metálico también está relacionado con sus planos y direcciones compactas. El deslizamiento es uno de los mecanismos microscópicos de deformación plástica más importantes en metales. Este fenómeno es fácilmente observable por medio de técnicas metalográficas. Las líneas que aparecen en la micrografía 4-1, conocidas como líneas de deslizamiento, son consecuencia del desplazamiento relativo y paralelo de pequeños bloques del cristal. Las distintas orientaciones de estas líneas muestran que la dirección del deslizamiento en un cristal no es necesariamente única.

Micrografía 4-1. Líneas de deslizamiento en las proximidades de una huella de dureza Vickers (zona clara que aparece a la izquierda). La micrografía se ha realizado a 1000 aumentos sobre una probeta de aluminio en estado de pulido

El deslizamiento elemental se produce cuando la mitad de un cristal se desplaza respecto a la otra mitad sobre un plano cristalográfico de modo que el cristal queda inalterado. Para que las cosas sucedan así, es necesario que el deslizamiento se produzca a lo largo de una dirección cristalográfica y que la magnitud del


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desplazamiento coincida con la distancia entre dos iones vecinos situados sobre la misma.

Experimentalmente se comprueba que el deslizamiento se produce

sobre los

planos con mayor densidad y a lo largo de las direcciones densas. Este resultado se puede justificar cualitativamente teniendo en cuenta que los planos más densos son los que presentan mayores espaciados y, por tanto, cabe esperar que la interacción entre ellos sea menos intensa que la existente entre familias de planos con espaciados más reducidos.

Se denominan sistemas de deslizamiento a los pares formados por un plano cristalográfico con alta densidad planar y una dirección compacta contenida en el mismo a lo largo de la cual se produce el deslizamiento.

En la tabla 1-1 se recogen los sistemas de deslizamiento que se activan con mayor facilidad en los cristales metálicos.

La tabla 1-1 muestra que, en todos los casos, las direcciones de deslizamiento son las direcciones compactas y que entre los posibles planos de deslizamiento siempre se encuentran los planos compactos o los más densos.

Tabla 1-1. Sistemas de deslizamiento en los cristales C.C., C.C.C., H.C.

Sistema

Dirección de

Plano de

cristalino deslizamiento deslizamiento {110} C.C.

<111>

{112} {123}

C.C.C. H.C.

Número de sistemas de deslizamiento 6x2=12 12x1=12 24x1=24 Total: 48

<110>

{111}

4x3=12

<11 20>

{0002}

1x3=3

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Para el sistema C.C.C., los únicos planos de deslizamiento son los planos compactos {111}. Como los planos octaédricos pueden presentar cuatro orientaciones diferentes y para cada una de ellas es posible encontrar tres direcciones compactas distintas, el número de sistemas de deslizamiento en los cristales C.C.C. es de doce. Los resultados experimentales muestran que el esfuerzo de cizalla crítico resuelto, nombre que se da al mínimo esfuerzo que hay que aplicar para provocar el deslizamiento elemental, toma valores cercanos a 1 MPa para los cristales C.C.C.

El deslizamiento en cristales C.C. se produce preferentemente sobre los planos de mayor densidad {110} si bien no resulta difícil que, de forma simultánea, se activen otros sistemas sobre planos que no son paralelos al anterior, y de menor densidad, pero que contienen la dirección compacta (figura 4.7.).

Los valores del esfuerzo de cizalla crítico resuelto que se han medido para cristales C.C. son del orden de las decenas de MPa. Si se comparan estos valores con los obtenidos para cristales C.C.C., se concluye que los metales C.C. resultan más resistentes que los C.C.C. que, como contrapartida, se pueden deformar plásticamente con mayor facilidad.

El deslizamiento en los cristales metálicos H.C. sólo puede producirse sobre los planos basales. El esfuerzo de cizalla crítico resuelto para estos metales toma valores intermedios entre los de los cristales C.C.C. y los de los C.C.

Para finalizar hay que insistir en la idea que se presentaba al comienzo de este capítulo: las propiedades de un material son función de su estructura. La discusión anterior demuestra que la geometría de los cristales metálicos determina el modo en que se produce su deformación y condiciona sus propiedades mecánicas. Según se acaba de ver, los valores de la resistencia de los metales, su capacidad para ser conformados por deformación plástica o su fragilidad, dependen del modo en el que se distribuyen los iones en el espacio.


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{123}

{112}

Figura 4-7. Planos cristalográficos del sistema C.C., distintos del {110}, conteniendo la dirección compacta <111>


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CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES 2. DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS METÁLICOS 1. INTRODUCCIÓN La expresión que se presenta a continuación pretende ilustrar el concepto de cristal real, un cristal real es un cristal ideal con defectos.

CRISTAL REAL = CRISTAL IDEAL + DEFECTOS

Por defecto de un cristal se debe entender cualquier separación de la idealidad. Así, por ejemplo, la superficie que limita un monocristal real es una zona defectuosa ya que el entorno de los átomos que se encuentran en las proximidades de la superficie es diferente del entorno de los átomos que se encuentran en el interior. Como consecuencia de estas diferencias estructurales, las propiedades superficiales son distintas de las volumétricas.

El interés del estudio de los defectos en los cristales reside en que algunas de las propiedades de los materiales cristalinos dependen en mayor medida del tipo y de la población de los defectos presentes que de la naturaleza del propio cristal anfitrión. De acuerdo con esto, conviene destacar que la palabra defecto en cristalografía no tiene, como en el lenguaje habitual, un sentido peyorativo.

En muchos procesos de interés tecnológico, los defectos se introducen de forma intencionada en un material ya que sus propiedades pueden mejorar al aumentar la población de ciertos defectos.

Los defectos de los cristales se suelen clasificar

atendiendo al número de dimensiones de la región sobre la que se extienden: x

Defectos puntuales

x

Defectos lineales

x

Defectos superficiales

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CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS

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2. DEFECTOS PUNTUALES Se llaman defectos puntuales a aquellas irregularidades de la red que afectan a una o a varias posiciones próximas. Las causas de la aparición de los defectos puntuales pueden ser diversas y, entre ellas, se pueden citar la colocación incorrecta de algunos átomos en el proceso de solidificación, fluctuaciones debidas a la agitación térmica, tratamientos térmicos y termomecánicos, introducción intencionada o la acción de radiaciones.

La figura 2-1 muestra un esquema bidimensional que ilustra los distintos tipos de defectos presentes en los cristales de los metales puros que afectan a una única posición. Se puede ver que las irregularidades pueden estar relacionadas con las posiciones reticulares o con las intersticiales, y con la naturaleza del átomo que se coloca de forma inadecuada que o bien es un átomo del metal base o bien es un átomo extraño.

Figura 2-1. Defectos puntuales en un cristal metálico: 1.- Vacante; 2.- Defecto intersticial; 3.- Impureza sustitucional; 4.- Impureza intersticial; 5.- Defecto de Frenkel

De acuerdo con lo anterior, los defectos puntuales se pueden clasificar como se muestra en la tabla siguiente:

Átomos del metal base x

Vacantes

x

Intersticiales

x

Defecto de Frenkel


Defectos en Cristales Metálicos.

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Átomos extraños x

Sustitucionales

x

Intersticiales

2.1. Vacantes y defectos intersticiales Los más abundantes de los defectos puntuales asociados a la colocación incorrecta de átomos del metal base son las vacantes o vacancias. Un defecto de este tipo aparece cuando una posición reticular se encuentra desocupada. El estudio de estos defectos es importante porque las vacantes juegan un papel básico en la difusión, uno de los mecanismos que controlan las transformaciones en estado sólido de los materiales metálicos. Dicho de otro modo, la población de vacantes tiene una influencia fundamental sobre la velocidad de los cambios estructurales que se producen en ciertos tratamientos térmicos.

El número de vacantes que existen en condiciones de equilibrio en un cristal metálico viene dado por una ley de tipo Arrhenius:

nv

n e E v / kt

donde nv y n representan las cantidades de vacantes y de posiciones reticulares, respectivamente, Ev es la energía de activación para la formación de una vacante, T es la temperatura absoluta y k es la constante de Boltzmann (k = 1,38 10-23 J/K).

Los experimentos demuestran que la energía de activación para la formación de una vacante en un metal con temperatura de fusión Tf es del orden 10kTf. Para las temperaturas de fusión características de los metales (Tf~1500K), la expresión anterior conduce a un valor de Ev que es del orden de 1eV. A partir de este dato no es difícil hacer estimaciones sobre la población de vacantes en equilibrio en cristales metálicos y sobre su variación con la temperatura. Así, a temperaturas próximas a la de fusión, la fracción molar de vacantes (nv/n) es del orden de e-10 o, lo que es lo mismo, una de cada 10000 posiciones reticulares está desocupada. Esta población decrece rápidamente cuando el metal se enfría lentamente hasta temperatura ambiente. Si se

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supone una temperatura de fusión de 1500 K, la fracción molar de vacantes a 300 K resulta del orden de e-50, es decir, sólo una de cada 1022 posiciones reticulares está desocupada.

El mecanismo microscópico para la formación de las vacantes de origen térmico fue propuesto por Frenkel. El proceso comienza con un salto de un átomo a la superficie desde una posición vecina del interior. Como consecuencia de la agitación térmica, este hueco se puede mover al azar por el interior del cristal separándose de la interfase. Este mecanismo es efectivo porque la deformación de la red que provoca el intercambio de posiciones entre el hueco y un ión vecino es pequeña, de modo que la barrera de potencial para el salto se puede superar con relativa facilidad por las vibraciones térmicas con energía promedio kTf. Por supuesto, este mecanismo puede justificar también la aniquilación de las vacantes en el enfriamiento. Conforme a la discusión anterior, la superficie del cristal puede actuar, dependiendo de las condiciones, como fuente y como sumidero de vacantes.

De la discusión anterior no cabe concluir que la población de vacantes en un cristal metálico en condiciones de presión y temperatura determinadas viene dada por la ecuación anterior. Dicha ecuación sólo marca una tendencia en la evolución del sistema pero no contiene ninguna información sobre la celeridad del proceso de paso al equilibrio. Esto es importante porque el estado de un sistema, en ciertas condiciones de presión y temperatura, no sólo depende de su termodinámica sino que además viene condicionado por la cinética. Para los procesos que se realizan a presión constante esto es equivalente a decir que el estado final del sistema depende de la temperatura y de la historia térmica. Para ilustrar estos comentarios se va a considerar el siguiente ejemplo: un cristal se calienta hasta una temperatura próxima a la de fusión y se mantiene a esa temperatura un tiempo suficientemente largo para que la población de vacantes alcance el valor de equilibrio (nv/n ~ 10-4). A continuación se enfría hasta temperatura ambiente por dos procedimientos distintos: x

Recocido: se enfría con suficiente lentitud para que se pueda alcanzar el equilibrio en todos los estados intermedios y, por tanto, la población de vacantes a temperatura ambiente resulta ser la de equilibrio.


Defectos en Cristales Metálicos. x

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Temple: se enfría rápidamente de modo que la velocidad de cambio de temperatura es mayor que la del proceso de paso al equilibrio, alcanzándose un estado que no es estable. En el caso que se discute, el enfriamiento rápido puede provocar la congelación a temperatura ambiente de la población de vacantes correspondiente a la temperatura elevada. Ya se ha señalado que este estado no es de equilibrio pero puede perdurar a temperatura ambiente: la cinética de paso al equilibrio a esta temperatura es muy lenta de modo que, a efectos prácticos, se puede considerar que la estructura permanece inalterada.

Como las dos estructuras que se consideran son diferentes las propiedades también lo deben ser. La figura 2-2 que aparece a continuación presenta un primer ejemplo de cómo es posible controlar la estructura de un metal y, en consecuencia, sus propiedades por medio de un tratamiento térmico.

El examen de esta figura prueba que la resistencia a la deformación plástica de los monocristales de aluminio estudiados aumenta cuando la población de vacantes crece. Más adelante se justificarán de forma cualitativa los resultados de esta figura.

A temperaturas elevadas no sólo aparecen vacantes aisladas, además pueden aparecer agrupadas formando los defectos que se conocen como divacantes o trivacantes. En una estimación previa, el número de defectos agrupados que aparecen en un cristal metálico en equilibrio se puede aproximar por el cuadrado o el cubo de nv/n. De acuerdo con lo anterior, las divacantes y las trivacantes son prácticamente inexistentes a temperatura ambiente.

Otros defectos puntuales relacionados con los átomos del metal base cuya población, ni, resulta menos abundante en condiciones de equilibrio que la de vacantes, son los átomos intersticiales. Su relativa escasez es debida a que la colocación de un átomo de metal base en un intersticio provoca una gran deformación de la red ya que, según se vio con anterioridad, los intersticios en los cristales metálicos son mucho menores que los iones. En consecuencia, la energía de activación para la formación de estos defectos, Ei, resulta elevada. De hecho, los valores típicos de la energía de

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activación para la formación de un defecto intersticial en cristales metálicos son del orden de 5 eV.

De acuerdo con este dato, la fracción molar de defectos intersticiales en un cristal metálico a temperaturas próximas a la de fusión es del orden de 10-20 y, a efectos prácticos, la población de los iones intersticiales aislados es nula a temperatura ambiente.

Figura 2-2. Influencia de la historia térmica sobre los resultados de ensayos de tracción realizados sobre monocristales de aluminio

A temperaturas elevadas pueden aparecer emparejados con vacantes ya que las deformaciones de la red que provocan ambos defectos se compensan parcialmente, el defecto vacante/átomo intersticial se llama defecto de Frenkel y, a temperatura ambiente, puede originarse por el choque de neutrones rápidos con los átomos del metal base en metales irradiados.

2.2. Impurezas En todos los cristales metálicos siempre aparecen átomos extraños junto con los iones del metal base en mayor o menor medida. Cuando estos átomos extraños aparecen en pequeñas proporciones, tanto por las limitaciones de los procesos de



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purificación como por que se han introducido de forma controlada, se acostumbra a hablar de impurezas.

La posición que ocupa una impureza en un cristal metálico depende de su naturaleza: x

Los iones metálicos son demasiado voluminosos para insertarse en los intersticios de la red metálica. Estos iones suelen aparecer en posiciones reticulares sustituyendo a los iones del metal base y reciben el nombre de impurezas sustitucionales.

x

Cuando átomos de tamaño reducido (fundamentalmente de H, O, N, C y B) se insertan en los intersticios de las redes metálicas las deforman menos que cuando ocupan posiciones reticulares vacantes. Estos átomos aparecen como impurezas intersticiales

Las impurezas presentes en los cristales metálicos tienden, en general, a endurecerlos, es decir, elevan su resistencia a la deformación plástica. Las irregularidades de la red debidas a las impurezas producen un endurecimiento que para cantidades pequeñas es proporcional a la concentración.

Los coeficientes que permiten calcular el incremento de la resistencia del hierro producido por la presencia de diferentes impurezas se han representado, frente a la deformación de la red provocada por estas impurezas, en la figura 2-3.

El examen de esta figura muestra que, en términos generales, cuanto más deforma la red del metal anfitrión una impureza, más lo endurece. Otra conclusión importante que se puede obtener de la observación de la figura 2-3 es que el efecto endurecedor de las impurezas que entran por inserción (C y N) es más importante que el de las que entran por sustitución.

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Figura 2-3. Relación entre la deformación del parámetro del hierro, 'a/a, producido por un 1% de diferentes impurezas en peso y los correspondientes coeficientes de endurecimiento Ai

3. DEFECTOS LINEALES: DISLOCACIONES 3.1. Deformación plástica de un cristal ideal Los experimentos demuestran que la deformación plástica de los cristales metálicos se produce preferentemente por deslizamiento. Para que se active este mecanismo microscópico de deformación por deslizamiento es necesario que la proyección de la tensión de cizalla sobre el plano de deslizamiento supere un valor umbral: el esfuerzo cortante crítico resuelto. Este esfuerzo es fácil de estimar para un cristal ideal por medio de cálculos basados en la teoría de la Elasticidad Lineal, llegándose a un valor aproximado de G/30 donde G es el módulo de cizalla.

Debe destacarse que la deformación elemental no se produce de forma simultánea sobre todo el plano de deslizamiento si no que lo hace de modo progresivo. De acuerdo con esto, la zona cizallada va creciendo conforme avanza el tiempo, denominándose dislocación al límite que separa la parte del cristal que ya se ha cizallado de la que todavía no lo está.



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Las dislocaciones, tal como se han definido, son regiones defectuosas que separan dos zonas con la estructura de un cristal ideal: la parte deformada y la parte sin deformar del cristal.

La existencia de estas dislocaciones en los cristales reales justifica la diferencia existente entre la resistencia teórica del cristal ideal y la resistencia del cristal real, en el caso del hierro 13000 MPa y 300 MPa, respectivamente.

3.2. Dislocaciones El concepto de dislocación fue introducido de forma simultánea e independiente por Taylor, Orowan y Polanyi en 1934. Uno de los motivos que hacen especialmente llamativo el desarrollo del concepto de dislocación es que su existencia se justificó durante años porque las dislocaciones permitían explicar de una forma satisfactoria el comportamiento plástico de los cristales.

Hedges y Mitchell observaron por primera vez las dislocaciones en cristales de halogenuros de plata en 1950 y, en 1956, se utilizó por primera vez la microscopía electrónica de transmisión para el estudio experimental de estos defectos por Hirsch, Horne y Whelan e, independientemente, por Bothman.

Existen dos tipos básicos de dislocaciones que se conocen con los nombres de: x

Dislocaciones de borde, cuña, arista o de Taylor : considérese la distribución de iones que se muestra en la figura 3-1 en la que aparece un semiplano extra por encima del plano SS' que se conoce como plano de deslizamiento. Es fácil comprobar que en los alrededores de la línea de dislocación L existe una zona defectuosa ya que los átomos se disponen de un modo diferente a como lo hacen en un cristal ideal. Este defecto se denota por medio de los símbolos A o T dependiendo de que el semiplano extra aparezca por encima o por debajo del plano de deslizamiento.

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Figura 3-1. Distribución de los átomos en las proximidades de una dislocación de arista

x Dislocaciones de tornillo, helicoidales o de Burgers: la figura 3-2 muestra la distribución de átomos alrededor de una dislocación de tornillo. Estos defectos lineales se denominan de tornillo porque los planos cristalográficos se disponen alrededor de la línea de dislocación L como la hélice de un tornillo. Como en el caso de las dislocaciones de arista

existen dos posibles orientaciones: a

derechas o a izquierdas, alrededor de la línea de dislocación.

Figura 3-2. Representación esquemática de una dislocación de tornillo

La figura 3-3 pretende mostrar como se mueve una dislocación de tornillo bajo la acción de una tensión cortante W. Es fácil comprender que, en cada avance elemental de la dislocación, sólo modifican sus posiciones un número reducido de iones, de modo que la barrera de potencial para este salto elemental debe ser menor que si la deformación elemental se produjera de modo simultáneo sobre todo el plano de



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deslizamiento. Además, se puede comprobar como, de acuerdo con la definición del apartado anterior, la línea de dislocación separa en cada instante la parte del cristal que ya se ha cizallado de la que lo hará posteriormente, y como queda cizallado el cristal cuando la dislocación alcanza su superficie.

Figura 3-3. Movimiento de una dislocación de tornillo bajo la acción de una tensión de cizalla, W

Las dislocaciones se caracterizan por su vector de Burgers, b. El vector de Burgers de una dislocación se determina trazando un circuito en el sentido de las agujas del reloj alrededor de la misma, como las líneas ABCDE en la figura 3-1 y las ABCDEF en la 3-2. En un cristal ideal este circuito será cerrado, pero como consecuencia de la presencia del defecto, el circuito no cierra, llamándose vector de Burgers al vector que une su punto final con el inicial. El examen de las figuras que se consideran muestra que en las dislocaciones de arista la línea de dislocación, L, y b son perpendiculares y están contenidos en el plano de deslizamiento, mientras que para la dislocación de tornillo, los vectores b y L son paralelos. El vector de Burgers coincide con la deformación que se produce en el cristal cuando la dislocación atraviesa el cristal según se puede comprobar en la figura 3-3.

Las dislocaciones presentes en los cristales no tienen por qué ser ni de tornillo ni de arista puras. Lo más habitual es encontrar dislocaciones con orientaciones intermedias en las que el ángulo formado por los vectores b y L varía de un punto a otro. Como el

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vector b debe ser el mismo en todos los puntos de la dislocación, la línea de dislocación resulta ser una curva. La figura 3.4 muestra un esquema en perspectiva de una dislocación mixta. En la figura se puede comprobar como en el punto A la dislocación es de tornillo pura, en el punto B de arista pura y en los puntos intermedios presenta una componente de arista y otra de tornillo cuya magnitud varía de unos puntos a otros. Cuando esta dislocación mixta se mueve bajo la acción de una tensión W como la que se marca en la figura, el extremo A tiende a desplazarse hacia la arista CD mientras que el extremo B se acerca a la EF. Cuando la dislocación ha finalizado su movimiento, la mitad superior del cristal se ha desplazado b respecto a la inferior.

Figura 3-4. Representación esquemática de una dislocación mixta

A diferencia de lo que sucede con los defectos puntuales, las dislocaciones presentes en los cristales metálicos no son de origen térmico.

3.3. Densidad de dislocaciones Por cualquiera de los métodos experimentales que se emplean para estudiar las dislocaciones en cristales (microscopía electrónica de transmisión, microscopía óptica, difracción de rayos X o microscopía de campo iónico), es posible medir la población de dislocaciones presentes en un cristal. La densidad de dislocaciones se puede medir tanto por el número de dislocaciones que interceptan la unidad de superficie de la probeta que se estudia, como por la longitud total de línea de dislocación por unidad de volumen. En cualquiera de los dos casos las unidades son equivalentes (1/m2 o m/m3) y las densidades que se obtienen son similares.



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Para metales puros recocidos (que han sufrido un tratamiento térmico que permite aproximar su estructura al equilibrio y tiende a reducir la población de defectos) los valores medidos para la densidad de dislocaciones son del orden de 10 12 m-2. En cristales que han sido deformados severamente, la densidad de dislocaciones puede llegar a ser 4 órdenes de magnitud mayor, 1016 m-2.

El párrafo anterior indica que la población de dislocaciones se puede modificar tanto por deformación como por tratamiento térmico y que, por tanto, es posible controlarla dentro de ciertos límites en los procesos tecnológicos. De acuerdo con esto, deben existir ciertos mecanismos de aniquilación y de generación de dislocaciones que justifiquen estas variaciones de su densidad.

A continuación se presenta un ejemplo de una situación que conduce a la aniquilación de dislocaciones. En la figura 3-5 se pueden ver dos dislocaciones de tornillo de sentido opuesto que se encuentran sobre el mismo plano. Si ambas dislocaciones se mueven bajo la acción de la tensión W, tienden a aproximarse y al coincidir desaparecen quedando la zona del cristal que se considera libre de defectos.

Figura 3.5. Dos dislocaciones de tornillo con signo opuesto moviéndose en el mismo plano

La disminución de energía elástica del cristal asociada a la aniquilación de dislocaciones hace que este proceso se pueda producir de forma espontánea sin intervención de una tensión aplicada. Esto se debe a que las dislocaciones actúan a distancia: su campo de tensiones se extiende por el cristal hasta distancias mucho mayores que |b|. Las dos dislocaciones de sentido opuesto de la figura 3-5 se atraen de modo similar a como lo hacen dos cargas eléctricas de signo opuesto.

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En general, las dislocaciones suficientemente próximas se pueden atraer o repeler dependiendo de su sentido y de su posición. Es decir, las dislocaciones no sólo se mueven por la acción de fuerzas aplicadas al cristal, sino que también se pueden mover como consecuencia de las interacciones a distancia de sus campos de tensiones.

Las irregularidades de la red cristalina actúan como obstáculos para el deslizamiento de las dislocaciones. Al restar movilidad a las dislocaciones, su presencia tenderá a dificultar la deformación de los cristales y, por tanto, a aumentar su resistencia a la deformación plástica. Los mecanismos a través de los que se produce este aumento de resistencia se conocen con el nombre de mecanismos de endurecimiento, y se pueden clasificar atendiendo a la naturaleza de las irregularidades cuya interacción con las dislocaciones tiene mayor importancia.

Así, se puede hablar de: x

Endurecimiento por formación de solución sólida: mecanismo de endurecimiento asociado a la presencia de átomos extraños en la red, ya sea en posiciones intersticiales o sustituyendo átomos del metal base. Este fenómeno está relacionado con el efecto endurecedor de las impurezas que se ha discutido con anterioridad, si bien existe una diferencia importante, pues cuando se habla de impurezas se admite que la proporción de átomos extraños es reducida, mientras que en aleaciones las proporciones son más elevadas. La figura 3-6 ilustra este efecto y muestra cómo aumenta la resistencia del cobre con el contenido de diferentes aleantes que sustituyen átomos de cobre en su red C.C.C.

Es importante destacar que el aumento de resistencia y dureza, provocado por la formación de solución sólida, va acompañado de otras variaciones negativas de las propiedades mecánicas como son la disminución de la ductilidad y de la tenacidad.



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Figura 3-6. Endurecimiento por formación de solución sólida del cobre medido por la variación de su resistencia con el contenido de aleantes. Las cifras que aparecen tras cada elemento hacen referencia a la diferencia porcentual entre su radio metálico y el del cobre x

Endurecimiento por deformación: mecanismo de endurecimiento asociado a la deformación en frío de los materiales metálicos.

La deformación en frío de los metales provoca, entre otros efectos que se comentarán más adelante, la multiplicación de las dislocaciones. Ya se ha discutido anteriormente como las dislocaciones interactúan restándose movilidad. En consecuencia, la resistencia debe crecer al aumentar la población de dislocaciones.

De la discusión anterior no se debe concluir que cuanto menor sea el número de dislocaciones menos resistente es un metal. Existe un cierto umbral por debajo del cual la resistencia a la deformación plástica aumenta al disminuir el número de dislocaciones.

Este hecho se debe a que las dislocaciones facilitan la deformación plástica. En el apartado 3.1 se indicó que la resistencia de un cristal ideal libre de dislocaciones

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era muy superior a la de los cristales reales. La figura 3-7 muestra en esquema esta situación.

Figura 3-7. Efecto de la densidad de dislocaciones, U, sobre la resistencia de los cristales metálicos

Los whiskers, que aparecen marcados en la figura anterior, son cristales de muy pequeña sección con forma de hilo que se fabrican con un número muy reducido de dislocaciones y que presentan resistencias excepcionalmente elevadas. Así, la resistencia a la tracción de un whisker de hierro puede llegar a ser de 13 GPa (1300 kg/mm2) frente a los 300 MPa del hierro puro. Las principales aplicaciones de los whiskers están relacionadas con su uso como refuerzos en ciertos materiales compuestos. x Endurecimiento por precipitación: este procedimiento está relacionado con la formación de solución sólida porque también intervienen átomos extraños. En este caso, por medio de tratamientos térmicos adecuados, es posible conseguir que se agrupen formando una dispersión de partículas que pueden estar formadas sólo por los átomos extraños o bien por compuestos de los átomos extraños y el metal anfitrión. Es fundamental controlar las dimensiones de los precipitados, siendo los de tamaño intermedio los más eficientes para bloquear las dislocaciones.

Un ejemplo de la aplicación tecnológica del mecanismo de endurecimiento por precipitación es la fabricación de los duraluminios. Los duraluminios son aleaciones aluminio-cobre en las que pueden aparecer otros aleantes en proporciones



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reducidas. Tras la maduración, nombre del tratamiento térmico que provoca la aparición de los precipitados, los duraluminios pueden presentar resistencias a la tracción que varían entre 300 y 600 MPa mientras que la de los duraluminios recocidos ronda los 200 MPa.

4. DEFECTOS SUPERFICIALES 4.1. Bordes de grano Las estructuras de los metales, en la gran mayoría de las ocasiones, son policristalinas, es decir, los metales son agregados de granos. Cada uno de los granos es una región que presenta la ordenación tridimensional de un cristal, que tiene dimensiones que van desde el orden de los micrómetros hasta el de los milímetros y que, en metales recocidos, se orienta al azar respecto a los granos vecinos. Sólo cuando se toman precauciones muy especiales en el proceso de fabricación es posible obtener monocristales.

Se llama borde de grano a la interfase que separa dos granos vecinos. Estas zonas no pueden, en general, presentar el ordenamiento característico de un cristal y, por tanto, los bordes de grano deben ser considerados como defectos. Como consecuencia de lo anterior, los bordes de grano son zonas con un exceso en energía libre respecto al cristal ideal. Algunas de las características importantes de los granos y sus bordes se pueden deducir de la tendencia a hacer mínimo este exceso de energía libre: x

El espesor de los bordes de grano debe resultar muy reducido para hacer mínima la energía interfacial. Cuando la diferencia entre las orientaciones de dos granos vecinos es grande, la anchura del borde que lo separa es del orden de los Å.

x

La morfología de los granos en un metal recocido (que ha sufrido un tratamiento térmico que tiende a acercar su estructura a la de equilibrio) debe aproximarse a la del poliedro que recubre por repetición el espacio y que presenta una relación superficie/volumen más reducida: el tetracaidecaedro. Este poliedro, que se

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Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos. muestra en la figura 4.1, resulta de truncar los seis vértices de un octaedro regular.

Figura 4.1. Representación en perspectiva de un tetracaidecaedro x

El recocido de un metal provoca el crecimiento de sus granos: la relación superficie/volumen de los granos es una medida de la cantidad de borde de grano por unidad de volumen en la aleación. Está relación es inversamente proporcional a las dimensiones lineales características del grano, d. El exceso de energía libre asociado a estos defectos por unidad de volumen resulta ser entonces kJGd, donde k es una constante relacionada con la geometría del grano y con la elección de la dimensión lineal característica d y JG es el exceso de energía libre interfacial. Del análisis del resultado anterior cabe concluir, que el exceso de energía libre se reduce cuando el tamaño del grano aumenta, de modo que uno de los efectos del recocido debe ser el crecimiento del grano.

La estructura de los bordes de grano se puede estudiar por diferentes técnicas experimentales. Los resultados demuestran que estas interfases presentan estructuras de transición cuya organización depende en gran medida de la orientación relativa de los granos adyacentes. Resultan especialmente sencillas las estructuras de los bordes de grano de ángulo pequeño. Estas estructuras se pueden describir por medio de agrupaciones de dislocaciones como, por ejemplo, el borde de grano simétrico que se representa en la figura 4-2. Los estudios experimentales demuestran que los bordes de ángulo grande son más complejos y su estructura se puede explicar por medio del modelo de la red de coincidencias debido a Kronberg y Wilson. La red de coincidencias se obtiene al extender la ordenación de dos granos vecinos más allá del borde común: es el conjunto de posiciones cristalinas comunes a ambos granos. El exceso de



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energía asociado a los bordes de grano resulta tanto menor cuanto mayor es la densidad de posiciones de coincidencia. De acuerdo con esto, las orientaciones de granos vecinos tenderán a maximizar la coherencia.

Figura 4-2. Estructura de dislocaciones en un borde de grano simétrico

La agrupación de dislocaciones que se muestra en la figura 4-2 es un ejemplo de lo que se conoce como sistemas de dislocaciones de baja energía, LEDS. Esta disposición de las dislocaciones permite reducir la energía libre del conjunto al acomodar las tensiones, ya que los esfuerzos de compresión que aparecen por encima del plano de deslizamiento de cada una de las dislocaciones del sistema, se ven parcialmente compensados con los esfuerzos de tracción que aparecen por debajo del plano de deslizamiento de la dislocación inmediatamente superior. Estos sistemas de dislocaciones de baja energía juegan un papel fundamental en los fenómenos de poligonización y restauración que se describirán al estudiar los recocidos de atenuación de tensiones internas.

La estructura policristalina de los metales se puede estudiar por medio del microscopio óptico aunque el espesor de los bordes de grano es varios órdenes de magnitud menor que la máxima resolución de esta técnica experimental que, en el mejor de los casos, es de medio micrómetro. Para ello, se debe pulir la sección de la muestra que se estudia y, a continuación, se ataca con un reactivo químico adecuado. Como la energía libre específica del interior de los granos es menor que la de los bordes, el ataque de estas últimas zonas resulta más intenso y los bordes aparecen oscurecidos. Nótese que, con esta técnica, no se observan directamente los bordes de grano, lo que se ve son los resultados de un ataque químico selectivo.

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Un detalle de la micrografía 4-1, que es consecuencia de las particularidades de la estructura policristalina de los metales y conviene comentar, es la diferencia de tonalidades entre los distintos granos. Al pulir una sección del material para la observación microscópica, los planos cristalográficos que muestran cada uno de los granos cortados se distribuyen al azar. Como la distribución de átomos en los distintos planos cristalinos es diferente, la intensidad con la que se produce el ataque químico sobre cada uno de ellos también lo debe ser y, por tanto, deben aparecer diferencias en las coloraciones que presentan.

Micrografía 4-1. Estructura granular del hierro de alta pureza atacado con nital (200x)

En muchos procesos de interés tecnológico se actúa sobre el tamaño y la morfología de los granos, porque sus bordes son defectos que tienen una influencia importante sobre algunas de las propiedades mecánicas de los materiales metálicos.

Como los bordes de grano son irregularidades en el ordenamiento cristalino, su presencia ha de restar movilidad a las dislocaciones y, en consecuencia, va a provocar endurecimiento en los metales. Como se ha discutido en un párrafo anterior, la superficie específica de borde de grano crece al disminuir el tamaño de los granos, por tanto, al afinar el grano de un metal se consigue endurecerlo.



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Este efecto viene descrito cuantitativamente por la ley de Hall-Petch, que, al comienzo de la década de los 50, comprobaron que la dureza H de los metales aumentaba linealmente con el inverso de la raíz cuadrada del diámetro del grano: H = H0 + ky d-1/2 donde Hrepresenta la dureza intrínseca, ky es el coeficiente de endurecimiento y d el diámetro del grano.

Se han encontrado también dependencias con tamaños de grano similares para otras propiedades mecánicas como, por ejemplo, la resistencia a la tracción. La figura 4-3 muestra que la dependencia de la dureza del titanio con el tamaño de grano es de tipo lineal.

Figura 4-3. Dureza del titanio como función del tamaño de grano

Conviene destacar que, a diferencia de lo que sucede con otros procedimientos de endurecimiento, el endurecimiento por afino de grano va acompañado de un aumento de la tenacidad.

Un ejemplo de la aplicación del endurecimiento por afino de grano es la fabricación de los aceros microaleados o aceros HSLA (High Strength Low Alloy). En la formulación de estos aceros aparecen uno o varios de microaleantes tipo titanio, niobio y vanadio en proporciones que, habitualmente, están por debajo del 0,1%. Con la interacción entre formulaciones cuidadosamente seleccionadas y la aplicación de las

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técnicas de laminación controlada, se consiguen estructuras con grano de tamaño muy pequeño, a la vez que se logra una dispersión muy fina de precipitados de carburos y carbonitruros

de

los

microaleantes.

Con

estos

aceros

se

consiguen

unas

combinaciones de propiedades mecánicas excelentes por aplicación simultánea de los mecanismos de endurecimiento por afino de grano y por precipitación. Así, cuando se comparan las propiedades de un acero microaleado con las de un acero no aleado con la misma composición base, se encuentra que aquél presenta una tenacidad mayor que la de éste y su límite elástico es notablemente superior.

El tamaño de grano es un parámetro estructural de interés tecnológico ya que, según se acaba de discutir, afecta de modo importante a las propiedades mecánicas de los metales. De ahí que las normas fijen procedimientos para evaluar y caracterizar este tamaño. El tamaño de grano de un acero, G, se define por medio de la expresión: m = 8 2G donde m es el número medio de granos en un área de 1 mm2. Nótese que cuanto menor es el tamaño de grano de un acero, mayor es el número que lo representa.

4.2. Estructura de mosaico: juntas de cristalita Cuando un metal que no experimenta transformaciones alotrópicas se calienta hasta una temperatura próxima a la de fusión, se mantiene a esa temperatura durante un período prolongado de tiempo y, a continuación, se enfría lentamente hasta temperatura ambiente se producen modificaciones en su microestructura que son fácilmente observables por medio de la microscopía electrónica.

La observación

muestra que los granos aparecen divididos por unas líneas que resultan mucho menos marcadas que los propios bordes de grano. Cada una de estas divisiones se conoce con el nombre de cristalita, las líneas que las separan son las trazas de ciertos defectos superficiales que se conocen como juntas de cristalita y la estructura resultante se denomina estructura de mosaico.

Las diferencias de orientación entre cristalitas corresponden a la formación de estructuras de dislocaciones de baja energía que, en ciertos casos, resultan similares a



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la mostrada en la figura 4-2. Las dislocaciones que, inicialmente, están distribuidas al azar en el interior del grano, se mueven para adoptar configuraciones tipo LEDS que minimizan la energía elástica almacenada durante el mantenimiento a temperatura elevada.

Las juntas de cristalita resultan zonas con un exceso en energía libre y, por tanto, zonas que se pueden revelar con un ataque químico adecuado. Ahora bien, como el grado de desorden en estas juntas de cristalita es menor que el de los bordes de grano, el ataque químico sobre aquéllas resulta menos intenso que sobre éstos y resultan difíciles de revelar en microscopía óptica.

4.3. Planos de macla

El deslizamiento no es el único mecanismo posible para la deformación de los monocristales metálicos, la cizalla también puede producirse por el mecanismo de maclado. Este mecanismo, que es menos frecuente que el de deslizamiento, se describe de forma esquemática en la figura 4-4.

Las diferencias más significativas entre ambos modos de deformación son las siguientes: x

La deformación se distribuye uniformemente en toda la región maclada mientras que en el deslizamiento se localiza en las proximidades de un número discreto de planos.

x

La orientación del cristal no se modifica en el deslizamiento y sí lo hace en el maclado.

x

La red de la macla es una imagen especular de la red sin deformar.

El examen de la figura 4-4 muestra que la ordenación tridimensional de los átomos en la macla es la correspondiente a un cristal ideal, por tanto, la macla no es un defecto. La distribución de los átomos solamente se separa de la idealidad en las

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proximidades del plano de macla, zona en la que, de acuerdo con la definición que se presentó al principio de este capítulo, aparece un defecto superficial.

Figura 4-4. Esquema del proceso de deformación por maclado de un cristal C.C.C.

Cuando se estudian las maclas por difracción de rayos X, se comprueba que los índices de Miller de los planos de macla y los cambios de orientación en el maclado vienen determinados en cada caso por la geometría del cristal. Así, los planos de macla en los cristales C.C.C. son planos {111} y el deslizamiento se produce a lo largo de direcciones <11 2 > mientras que los planos de macla en los cristales C.C. pertenecen a la familia {112} y las direcciones de deslizamiento se encuentran entre las <111>, aunque el maclado en este sistema es mucho menos habitual que en el C.C.C.



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El espesor de las maclas varía entre 103 y 105 espaciados atómicos de modo que viene a estar comprendido entre las décimas y las decenas de micrómetro. Como estas dimensiones son resolubles en microscopía óptica, esta técnica experimental resulta adecuada para estudiar las maclas presentes en cristales metálicos según se puede ver en la micrografía 4.2.

Como la coherencia de las juntas de macla es mayor que la de los bordes de grano, la energía interfacial de las primeras debe ser menor que la de los segundos.

Estas energías no sólo son una medida de la coherencia, también miden la efectividad de ambos defectos a la hora de interferir el proceso de movimiento de las dislocaciones. De acuerdo con esto, el endurecimiento provocado por los planos de macla es menor que el debido a los bordes de grano. Las maclas no sólo aumentan la resistencia de los metales, además, hacen crecer su ductilidad.

Para terminar, conviene precisar que las maclas presentes en los cristales metálicos no sólo son de origen mecánico, también es posible hallar maclas de origen térmico como las que se pueden generar en recocidos.

Micrografía 4-2. Cobre electrolítico estirado en frío atacado con una solución alcohólica de FeCl3 (500x). Las maclas se observan como bandas de tonalidad diferenciada limitadas por dos líneas paralelas


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CAPÍTULO 3: FASES DE LAS ALEACIONES

3. FASES DE LAS ALEACIONES METÁLICAS METÁLICAS 1. INTRODUCCIÓN

En los temas anteriores se ha estudiado cuál era la estructura cristalográfica que caracteriza a los metales y los defectos que puede presentar. Sin embargo, excepto en casos muy concretos, los metales puros no tienen aplicación industrial siendo las aleaciones las que permiten obtener la combinación de propiedades requerida para una solicitación determinada. En sentido estricto la palabra aleación implica homogeneidad y, por tanto, la mezcla íntima de los átomos que la componen. Debería pues esperarse que las celdillas elementales estuvieran constituidas por átomos de diferente naturaleza y, sin embargo, no siempre es así. Es frecuente encontrar que una aleación está formada por cristales distintos constituidos cada uno de ellos por átomos idénticos, dada la incapacidad de éstos de estructurarse conjuntamente, y no por ello la aleación deja de ser homogénea a escala macroscópica.

Este es el caso de las aleaciones Cu-30%Pb, empleadas frecuentemente en cojinetes de alta carga, que están constituidas por celdillas C.C.C. correspondientes a cada uno de los metales puros. Mediante técnicas adecuadas puede lograrse que el plomo aparezca regularmente distribuido a escala microscópica en la aleación, siendo ésta homogénea macroscópicamente.

Por tanto, una aleación puede estar formada por cristales de átomos distintos o de átomos idénticos, siendo el objeto de este tema el estudio de las diferentes fases que pueden integrarla. Es conveniente recordar que una aleación está formada por átomos de dos o más elementos de los que al menos uno de ellos es un metal y que, aunque las aleaciones son obtenidas casi generalmente por fusión, también deben considerarse verdaderas aleaciones las obtenidas por técnicas de pulvimetalurgia sin alcanzar el estado líquido, que cada vez alcanzan mayor implantación industrial para aplicaciones determinadas.

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CAPÍTULO 3: FASES DE LAS ALEACIONES METÁLICAS

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La clasificación de las distintas fases que pueden integrar una aleación es la reflejada en el cuadro siguiente, aunque no se estudien aisladamente algunas de dichas fases por su menor interés o mayor complejidad.

La importancia del estudio de estas fases se comprende al ser las propiedades de una aleación dependientes de la naturaleza, porcentaje, morfología, tamaño y distribución de aquéllas.

Aunque en adelante el estudio se limita a las aleaciones binarias gran parte de él es

FASES DE LAS ALEACIONES

aplicable a las aleaciones de más de dos elementos.

Cristales de átomos iguales Soluciones sólidas de sustitución

Desordenadas Ordenadas

Soluciones sólidas Soluciones sólidas de inserción Cristales de átomos distintos

Compuestos electrónicos De valencia anormal

Fases de Laves Fases de metales de transición Compuestos intersticiales

Compuestos definidos Compuestos intermetálicos De valencia normal

Compuestos covalentes Compuestos iónicos

Figura 1.1. Clasificación de las fases que integran las aleaciones metálicas

Dentro de las fases formadas por cristales de átomos distintos el carácter metálico, en general, es menor según se desciende en la clasificación.


Fases de las Aleaciones Metálicas.

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2. SOLUCIONES SÓLIDAS 2.1. Soluciones sólidas de sustitución desordenadas Cuando los átomos de un elemento B sustituyen a los de otro A conservando la red de este último se dice que se ha formado una solución sólida de sustitución extrema, primaria o terminal, en la que A es el disolvente y B el soluto. Estas soluciones sólidas se designan con letras griegas para distinguirlas de los metales puros. En las soluciones sólidas extremas el metal que conserva su red es el disolvente, y cuando ambos poseen igual red se considera así al que interviene en mayor proporción atómica.

Hay veces en las que dos elementos forman redes que no son la de ninguno de ellos, la solución sólida formada se llama ahora solución sólida intermedia o secundaria, siendo nuevamente ahora el disolvente el elemento que se encuentra en mayor proporción atómica. Estas soluciones sólidas intermedias responden a distintos criterios de formación que las extremas o primarias, siendo más parecidas a los compuestos químicos que a las soluciones sólidas primarias, como se estudiará más adelante.

A veces, por la semejanza de las soluciones sólidas intermedias con los compuestos químicos, es posible encontrar en aquéllas redes semejantes a las de las soluciones sólidas extremas, aunque de parámetros reticulares y compacidades muy distintas; es decir, no es estrictamente cierto que las soluciones sólidas intermedias deban tener red distinta que las extremas.

Se entiende que una solución sólida extrema es desordenada cuando los átomos de soluto ocupan aleatoriamente cualquiera de las posiciones de la red del disolvente. Estas soluciones sólidas desordenadas son las más habituales y las que poseen un mayor carácter metálico de todas las fases que pueden integrar una aleación.

El criterio de formación de las soluciones sólidas es el de la llamada “afinidad de disolución” que posibilita la obtención de un cristal mixto con menor energía libre y, por

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tanto, más estable. Los factores que influyen en la afinidad de disolución han sido estudiados por Hume-Rothery y permiten prever la “extensión” de la solución sólida, entendida como el porcentaje atómico máximo de soluto que aquélla puede contener. Estos factores son los siguientes:

Radio atómico: La sustitución de un átomo en una red por otro induce una

deformación que se manifiesta claramente en el espectro de difracción de rayos X. La experiencia muestra que la deformación máxima inducida por la sustitución del disolvente por átomos distintos es limitada, estando la solubilidad completa restringida a átomos cuya diferencia entre los radios sea inferior a un 15%. Por tanto, sólo son esperables soluciones sólidas de gran extensión para radios atómicos muy semejantes. Este es el caso de las aleaciones Cu-Ni, solubles en todas las proporciones, que dan lugar a una solución sólida ilimitada.

Debe indicarse que, como se ha dicho anteriormente, el radio atómico no es una constante de cada elemento sino que depende del índice de coordinación de la red, disminuyendo al disminuir aquél y aumentando en caso contrario. Este radio, corregido según el índice de coordinación del elemento en la red, se conoce como radio atómico de Goldschmidt.

Cuando se forma una solución sólida el parámetro de la red del disolvente sufre una dilatación o una contracción según el soluto sea de mayor o menor radio atómico, respectivamente, que aquél.

La influencia de las dislocaciones sobre la sustitución es evidente: una dislocación tipo cuña induce una zona de la red contraída y otra dilatada, la primera es preferente para la sustitución de átomos de menor tamaño que el disolvente y la segunda para átomos más grandes. La mayor concentración de soluto alrededor de las dislocaciones se conoce como “nubes o atmósferas de Cottrell”, siendo su formación un parámetro estabilizador del cristal que disminuye su energía al soportar una menor deformación.

Factor electroquímico: la llamada afinidad de disolución es opuesta a la afinidad

electroquímica, en este sentido si los dos elementos están muy alejados en la serie



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electroquímica la tendencia será a la formación de un compuesto químico y no a la de una solución sólida, independientemente del radio relativo de los átomos.

El carácter electropositivo de un elemento es tanto mayor cuanto más a la izquierda se encuentre en el Sistema Periódico y cuanto más elevado sea su número atómico y, al contrario, el carácter electronegativo es más acentuado al desplazarse hacia la derecha y arriba del Sistema Periódico. Esto justifica que elementos como el selenio y teluro no formen soluciones sólidas con los metales alcalinos y alcalino-térreos y sí seleniuros y telururos, mientras que con elementos de transición forman soluciones sólidas aunque de solubilidad restringida.

Temperatura: una elevación de temperatura conduce a una dilatación de la red y, por

tanto, a la menor deformación asociada a la sustitución y a una solubilidad creciente con aquélla.

En general, los datos experimentales corroboran estos hechos aunque, en ocasiones, pueden encontrarse soluciones sólidas extremas que inicialmente muestran solubilidad creciente con la temperatura hasta alcanzar un máximo, para decrecer luego paulatinamente a alta temperatura. Este es el caso de las soluciones Cu-Zn, Ag-Cd (figura 2-1), etc. Valencia: lo mismo que en el caso del radio atómico las soluciones sólidas primarias

muestran mayor extensión cuando las valencias del disolvente y soluto son iguales, restringiéndose en cambio aquélla al aumentar la diferencia entre las valencias y, en particular, cuando es el disolvente el que posee la valencia mayor.

Así, mientras que el cobre (monovalente) disuelve un 38,5% atómico de cinc (divalente) a temperatura ambiente, sólo es capaz de mantener en solución un 12% atómico de germanio (tetravalente), aunque los diámetros atómicos de Zn y Ge sean prácticamente iguales, 0,275 y 0,279 nm, respectivamente.

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Figura 2-1. Variación de la solubilidad del cadmio en la plata con la temperatura

Por el contrario, mientras que el cobre disuelve un 11,6% atómico de Si (tetravalente), éste sólo es capaz de disolver un 2% de Cu, lo que ilustra cómo la solubilidad de metales de menor valencia que el disolvente es muy restringida, aunque los diámetros atómicos de ambos no sean desfavorables, 0,255 nm para el Cu y 0,235 nm para el Si (8,51% de diferencia).

Concentración electrónica: la importancia de los electrones de valencia de disolvente

y soluto sobre la estabilidad de la solución sólida formada ha llevado al estudio del llamado “factor de concentración electrónica” o “factor electrónico”, definido como el cociente entre el número de electrones de valencia de la solución y el número de átomos de ésta. Así una solución sólida formada por un 80% de átomos de A (monovalente) y un 20% de B (trivalente) tendrá un factor electrónico:

F.E.

0,8 1 0,2 3 0,8 0,2

1,4

Análogamente, igual que un soluto introduce una distorsión en la red del disolvente, puede entenderse que se produce igualmente una distorsión en la concentración electrónica, y que esta distorsión debe alcanzar un máximo. Para disolventes monovalentes la concentración electrónica puede llegar a aumentar un 40%, siendo este valor independiente de la valencia del soluto, por tanto, las solubilidades máximas



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teóricas de metales de valencia v en un disolvente monovalente vendrán dadas por la siguiente expresión: (100 x) v x 140, siendo x el porcentaje atómico del soluto. Para metales di, tri, tetra y pentavalentes se obtienen 40%, 20%, 13,33% y 10%, respectivamente, mientras que los valores experimentales para metales como el Zn, Ga, Ge y As son de 40, 20, 12 y 7 respectivamente, lo que manifiesta la excelente correlación entre los valores teóricos y experimentales.

Los datos experimentales muestran que, sea cuál sea la valencia del disolvente, el enriquecimiento de la nube electrónica es más fácil que su empobrecimiento, hecho que avala que sea mayor la extensión de las soluciones en las que el disolvente tiene menor valencia que el soluto que en el caso contrario, pero ahora no existen valores máximo y mínimo para el factor electrónico que sea función de las valencias de disolvente y soluto.

Estructura cristalina: la similitud de redes de disolvente y soluto se muestra como otro

factor favorable para la solubilidad. Metales de redes iguales (isomorfos), que tienen los otros factores favorables, muestran solubilidades extensas, que se reducen cuando los sistemas de cristalización son diferentes (heteromorfos).

El Ni y el Cu son solubles en todas proporciones y muestran una diferencia de diámetros atómicos del 2,82% (diámetros atómicos de 0,248 y 0,255 nm, respectivamente); sin embargo, el Ni sólo admite un 65% atómico de Cr en solución a pesar de que la diferencia de diámetros atómicos es incluso menor, 0,80%. Mientras que Cu y Ni presentan red C.C.C. el Cr es un metal C.C., no siendo posible la solubilidad total entre metales con redes diferentes. Mayores diferencias entre geometrías de las redes limitan aún mucho más la solubilidad.

2.2. Soluciones sólidas de sustitución ordenadas Las soluciones sólidas estudiadas anteriormente tienen los átomos de soluto distribuidos aleatoriamente en la red del disolvente, aunque realmente existen pequeños volúmenes de la red en los que puede haber una diferencia de concentración

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de soluto con respecto a la teórica. Estas “fluctuaciones” de composición se encuentran en tanto menor número cuanto mayor sea la diferencia de composición y son de gran importancia en los procesos de germinación de cristales de una nueva fase de composición muy distinta a la de la solución sólida inicial. Las atmósferas de Cottrell son un ejemplo más de la existencia de las fluctuaciones.

Sin embargo, hay soluciones sólidas de sustitución desordenadas a elevada temperatura que muestran una tendencia a situar los átomos de soluto en posiciones fijas de la celdilla con el enfriamiento, dando lugar a soluciones sólidas ordenadas, “superredes” o “superestructuras”. La formación de estas superredes obedece a criterios de estabilidad basados en la menor deformación asociada a las redes ordenadas y requiere la difusión de los átomos de soluto desde posiciones aleatorias a las propias de la superred. La naturaleza difusiva del proceso de ordenación hace que éste se lleve a cabo durante un intervalo de temperaturas y tiempo, si el enfriamiento no es suficientemente lento, siendo el estado inicial y el final los dos extremos de una sucesión de estados de características intermedias (distintos grados de ordenación).

Al contrario del caso de las soluciones desordenadas la temperatura es un factor desfavorable para la formación de superredes, pues su elevación favorece el desorden y, por tanto, la destrucción de aquéllas. Este hecho justifica que la ordenación se produzca por enfriamiento lento desde temperatura alta y que enfriamientos rápidos den lugar a soluciones desordenadas a temperatura ambiente. Sin embargo, la solución desordenada, metaestable a temperatura ambiente, calentada a una cierta temperatura y enfriada lentamente se transforma paulatinamente en solución ordenada.

La formación de estas soluciones sólidas ordenadas se produce entre metales cuya diferencia de diámetros atómicos se encuentra en el límite del 15%. Ya que, un factor tamaño desfavorable induce a la ordenación de la red con objeto de minimizar la deformación, situándose los átomos de soluto en posiciones fijas lo más distanciadas posibles. Igualmente los datos experimentales muestran que sólo se forman superredes para ciertos porcentajes de soluto, que corresponden a proporciones concretas de átomos de disolvente y soluto en la celdilla y, también, que el porcentaje atómico de soluto es lo suficientemente elevado para que se justifique energéticamente la formación de la estructura ordenada.



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Existen muchos ejemplos de soluciones sólidas, extremas o intermedias, que sufren reacciones de ordenación: Cu3Au; CuAu; CuAu3; Fe3Al; FeAl; CuZn; AuCd; AlNi; Ni3Fe; Co3Al; AlTi; NiPt, etc. Sin embargo, el más ilustrativo es el sistema Cu-Au pues estudiando la variación de resistividad eléctrica de estas aleaciones se descubrió la reacción de ordenación, al comprobarse que aquélla variaba sin que variara la composición ni la microestructura.

El Cu y el Au cristalizan en el sistema C.C.C. siendo sus diámetros atómicos de 0,255 y 0,288 nm, respectivamente, con rAu/rCu= 1,129. Estas aleaciones presentan tres soluciones sólidas ordenadas, correspondientes a las fórmulas Cu3Au, CuAu y CuAu3, cuyas celdillas se representan en la figura 2-2.

La estructura de la solución ordenada

CuAu es del tipo “estratificada” al estar

formada por planos alternados en los que todos los átomos son idénticos, siendo la celdilla tetragonal en vez de cúbica lo que se traduce en una mayor dureza de la red CuAu con respecto a la cúbica Cu3Au. Este aumento de la dureza y resistencia mecánica es general para todas las soluciones ordenadas, y se explica en función del mayor impedimento para el movimiento de las dislocaciones que supone la barrera de átomos de soluto regularmente distribuidos.

La reacción de ordenación no sólo influye sobre las propiedades mecánicas sino que también afecta a las magnéticas, así las soluciones FeAl y Fe3Al son ferromagnéticas en estado ordenado y paramagnéticas en caso contrario.

Con respecto a la resistividad eléctrica, ésta es siempre mayor para las soluciones desordenadas que para las ordenadas, presentándose la diferencia máxima para el sistema Cu-Au para la aleación del 50% atómico de oro.

Como ejemplo de soluciones ordenadas en el sistema C.C. el más típico corresponde al latón E de fórmula CuZn, en el que el átomo de Zn ocupa el centro del cubo.

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Cu3Au

CuAu Cu

CuAu3 Au

Figura 2-2. Redes ordenadas de las soluciones Cu-Au

2.3. Soluciones sólidas de inserción Las soluciones sólidas de inserción o intersticiales se forman, nuevamente por criterios de estabilidad, al situarse los átomos del soluto en los intersticios de la red del disolvente. Dado el tamaño de estos intersticios, los solutos sólo podrán ser átomos de muy pequeño diámetro (H, C, B, N, O, etc.). El número de soluciones de inserción es pequeño pero, paradójicamente, las que se presentan en el sistema Fe-C son de todas las soluciones sólidas las de mayor importancia industrial, al ser los aceros y fundiciones las aleaciones metálicas más ampliamente utilizadas.

Un ejemplo de solución sólida intersticial en red C.C.C. es la del C en los intersticios mayores del FeJ, llamada austenita en honor del metalógrafo inglés Robert Austen, que contiene a 1148ºC un máximo de 2,11% en peso de C, lo que supone un átomo de carbono cada 2,5 celdillas de austenita aproximadamente.

La solución sólida de inserción del C en los intersticios menores del FeD, llamada ferrita, sólo admite 0,0218% en peso a 727º, siendo prácticamente nula la solubilidad a temperatura ambiente. El que el C se inserte en los intersticios menores en vez de en los mayores se justificó en el apartado 3.1 del tema 1. En la ferrita existe un átomo de carbono cada 500 celdillas, aproximadamente.



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Sin embargo, la “martensita”, fase de carácter metaestable que recibe su nombre del metalúrgico alemán Martens, es una solución sólida sobresaturada de C en la ferrita (figura 2-3). El carbono puede ocupar las posiciones del centro de las cuatro aristas de la altura y en el centro de las dos caras basales de la red tetragonal, admitiendo hasta un 2% en peso debido a la menor distorsión de la red tetragonal con respecto a la cúbica. La alta dureza y resistencia mecánica de esta fase es debida, por tanto, a la sobresaturación de carbono y la distorsión alcanzada. En la martensita existe un átomo de carbono por cada 5,27 celdillas, aproximadamente.

Figura 2-3. Red de la martensita

Con carácter general el aumento de resistencia y dureza de las soluciones sólidas de inserción es superior al de las de sustitución, a pesar de ser mucho menor el porcentaje de soluto que aquéllas admiten.

3. COMPUESTOS DEFINIDOS DE VALENCIA ANORMAL Se ha visto anteriormente que las celdillas de las soluciones sólidas ordenadas responden a una relación atómica definida como la de los compuestos químicos, en dicho sentido las superredes son fases intermedias entre las soluciones desordenadas y los compuestos químicos. En las aleaciones aparecen además de las soluciones sólidas y de los compuestos químicos de valencia normal, otras fases que son similares

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a los compuestos químicos en cuanto que responden a relaciones atómicas definidas, o con variaciones más o menos estrechas alrededor de ellas, pero que conservan características propias del enlace metálico. Estas fases se conocen como compuestos químicos de valencia anormal, ya que la relación atómica no responde a la valencia química normal de los átomos que los integran.

Los compuestos químicos de valencia anormal son heterodésmicos, es decir, comparten enlaces metálicos y enlaces iónicos o covalentes clásicos. A veces, e impropiamente, se llaman a estas fases compuestos intermetálicos, siendo preferible utilizar esta denominación para los compuestos químicos de valencia normal formados por átomos metálicos, ya que existen compuestos químicos de valencia anormal formados por, al menos, un elemento no metálico (compuestos intersticiales).

3.1. Compuestos electrónicos Estos compuestos, llamados también fases electrónicas o compuestos de HumeRothery, son realmente soluciones sólidas intermedias de pequeña extensión y cuyo valor central es el definido por la fórmula del compuesto, es decir, pueden entenderse como un compuesto químico AxBy que admiten una mayor o menor cantidad de soluto.

Existen numerosos compuestos electrónicos, y algunos incluso presentan reacciones de ordenación, pero todos tienen en común responder a factores electrónicos de valor 21/14, 21/13 ó 21/12, de ahí su nombre. Mientras que en las soluciones sólidas el factor tamaño atómico era determinante para la estabilidad de la red, en los compuestos electrónicos la estabilidad viene determinada por la concentración electrónica.

Con un factor electrónico de 21/14 pueden encontrarse tres tipos de redes: una red C.C. típica de los compuestos CuZn, AgZn, CuBe, AgMg, Cu3Al, CoAl, FeAl, NiAl, etc.; una red cúbica compleja con 20 átomos por celdilla (Ag3Al, Au3Al, Zn3Co, etc.) o una red hexagonal compacta (AgCd, Cu5Ge, etc.).



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61

Con factor 21/13 la celdilla es cúbica compleja con 52 átomos por celdilla (Cu5Zn8, Cu5Cd8, Ag5Zn8 , Cu9Al4, Ni5Zn21, Au9In4, etc.).

Cuando el factor es 21/12 la celdilla es del tipo hexagonal compacta (CuZn3, AgZn3, CuCd3, CuSn3, etc.).

Las valencias que corresponden a los diversos metales en los compuestos electrónicos son las siguientes:

Valencia 1 Cu, Ag, Au Valencia 2 Be, Mg, Zn, Cd, Hg Valencia 3 Ga, Al, In Valencia 4 Si, Ge, Sn, Pb Valencia 5 P,As, Sb, Bi Valencia 0 Fe, Co, Ni, Ru, Rh, Pd, Os,Ir ,Pt

Cabe resaltar que los elementos de transición tienen valencia cero por tener subniveles incompletos en la penúltima órbita, por lo que en vez de ceder electrones a la nube completan la órbita insaturada.

Los compuestos electrónicos más conocidos se presentan en los latones, aleaciones Cu-Zn, que dan lugar a las siguientes fases según su porcentaje atómico de Zn: x

Solución sólida extrema D (0-38% Zn)

x

Fase intermedia E, compuesto electrónico de factor 21/14, de fórmula CuZn y solubilidad 36-55% Zn. La fase E tipo C.C. desordenada pasa a 454ºC a fase E’ ordenada.

x

Fase intermedia J, compuesto electrónico Cu5Zn8 de factor 21/13, que cristaliza en un sistema cúbico complejo de 52 átomos por celdilla y solubilidad 57-70% Zn.

62


62 x

Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos. Fase intermedia G, campo de existencia entre 558 y 700ºC, solubilidad del 7376% Zn, similar a la fase J.

x

Fase intermedia H, del tipo compuesto electrónico de factor 21/12, red tipo hexagonal compacta y solubilidad 78-86% Zn. CuZn3.

x

Solución sólida extrema K, red H.C. y solubilidad 0-3% Cu.

Secuencias similares de fases pueden encontrarse en otros sistemas binarios, siendo las características de las fases E(C.C.), J (cúbica compleja de 52 átomos por celdilla) y H (H.C.) equivalentes. las fases E y H son blandas y plásticas, mientras que la fase J es más frágil, dura y resistente, es decir, mientras que las fases tipo E y H tienen propiedades claramente metálicas, las fases tipo J son más parecidas a los compuestos químicos de valencia normal.

3.2. Fases de Laves Así como los compuestos electrónicos responden a criterios de estabilidad de la nube electrónica, existen otras fases intermedias del tipo de compuestos definidos de valencia anormal que nuevamente se forman por el factor tamaño, al igual que las soluciones sólidas. Este tipo de compuestos, llamados fases de Laves, responden a la fórmula general AB2, siendo la razón de radios rA/rB=1,1-1,4.

Las fases de Laves pueden tener tres tipos de redes, todas complejas: x

Red tipo cúbica de 24 átomos por celdilla: MgCu2, AgBe2, BiAu2, etc., conociéndose hasta 152 fases de este tipo.

x

Red tipo hexagonal de 12 átomos por celdilla: MgZn2, CaMg2, TaFe2, KNa2, etc., de las que se conocen hasta 67 compuestos.

x

Red tipo hexagonal de 24 átomos por celdilla: MgNi2, NbZn2, ScFe2, etc., de las que sólo se conocen unos pocos compuestos.

Las fases de Laves tienen características más cercanas a los compuestos químicos que a las soluciones sólidas, siendo duras, resistentes y frágiles.


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3.3. Compuestos intersticiales Estas fases están formadas habitualmente por metales de transición y elementos no metálicos tipo H, B, C, N ó Si. Se llaman por algunos autores compuestos de Hägg, principal investigador de estas fases, y responden a fórmulas estequiométricas generalmente sencillas cuando la relación entre el radio del elemento no metálico (X) y del metal (M) es rx/rM<0,59, siendo complejas en caso contrario.

Pueden entenderse como celdillas de átomos metálicos en los que las posiciones intersticiales están total o parcialmente ocupadas por átomos de pequeño radio atómico.

Del sistema C.C.C. se deducen compuestos intersticiales de fórmula MX: con celdilla tipo NaCl (ZrN, TiN, VN, CrN, etc.) o tipo cinc-blenda (TiH, ZrC, TiC, TaC, VC, etc.). Cuando se ocupan todas las posiciones de los intersticios menores (red tipo fluorita) se obtienen compuestos del tipo MX2 (TiH2). En la figura 3-1 se representan estos tres tipos de redes.

(a)

(b)

(c)

Figura 3-1. (a) Red tipo NaCl. (b) Red tipo fluorita y (c) Red tipo cinc-blenda

Del sistema hexagonal compacto derivan compuestos del tipo M2X (Fe2N, Cr2N, Nb2N, Ta2N, V2N, W2C, Mo2C, Ta2C, V2C, Nb2C, etc.) que sólo tienen ocupados la cuarta parte de los intersticios menores.

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Carburos más complejos son el Fe3C, llamado cementita, que cristaliza en un sistema ortorrómbico y de gran importancia en las propiedades de los aceros; Cr23C6 de red cúbica compleja C.C.C. con 116 átomos por celdilla; Cr7C3 de red hexagonal y Cr3C2 de red romboédrica de 40 átomos. Incluso estos carburos pueden disolver otros metales formando carburos isomorfos: (Cr, Fe, W, Mn)23C6; (FeW)3C, etc.

En general, los compuestos intersticiales formados por metales de transición, aunque son de alto punto de fusión y dureza, presentan características metálicas; sin embargo, los formados por los verdaderos metales (alcalinos y alcalino-térreos) no guardan propiedades metálicas, siendo no conductores, transparentes, etc.


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CAPÍTULO 4: DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES 4. DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASE DE FASE

1. DIFUSIÓN. MECANISMOS

Los fenómenos de difusión son conocidos desde hace muchos años, siendo Parrot en 1815 el primero en constatar que dos gases se mezclan siempre, sean cuáles sean las precauciones que se tomen para evitar agitaciones mecánicas o corrientes de convección.

Esta transferencia neta de sustancia es lo que se conoce como difusión. De forma intuitiva se comprende que los fenómenos difusivos tienden a anular los gradientes de concentración de los sistemas en que tienen lugar, siendo Adolfo Fick (1855) y Graham (1865) los que primero cuantificaron mediante leyes la difusión, y Robert Austen (1896) el primero en calcular la velocidad de difusión del plomo en el oro.

Aunque se ha hablado de una transferencia neta de masa que opera en el sentido de anular los gradientes de concentración, esto no es rigurosamente cierto pues, cuando existen otros gradientes (temperatura, presión, estados tensionales, etc.), la difusión puede no operar en el sentido de igualar las concentraciones, si no en el de aumentar el gradiente, hablándose entonces de difusión ascendente.

Los mecanismos de difusión, basados en las ideas fundamentales de la cinética física y la termodinámica de no equilibrio, tienen como fuerza motriz el potencial químico, PI, y no la concentración. El potencial químico del componente i de un sistema viene definido por la expresión:

Pi

§ wG ¨¨ © wnK

· ¸¸ ¹P,T,nK zi

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CAPÍTULO 4: DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASE

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Un sistema heterogéneo formado por un conjunto de fases D, E, J, .., que no reaccionan químicamente entre sí, y que se encuentran en un estado fuera de equilibrio, alcanza éste cuando P y T son iguales para cada fase y cuando el potencial químico de cada componente i es igual en todas las fases, es decir: P iD

P Ei

P iJ

....

P Dj

P Ej

P Jj

....

P kD

P Ek

P kJ

....

.......... .......... .......... ... .......... .......... .......... ...

Sin embargo, cara a la simplificación de la exposición posterior, es preferible limitarse a considerar la difusión como un fenómeno cuya fuerza motriz es el gradiente de la concentración.

Es evidente que, sea cuál sea la fuerza motriz de la difusión, ésta comporta un transporte neto de masa entre dos partes de un sistema heterogéneo. Este transporte se explica por un movimiento neto de átomos, gracias a saltos a posiciones inmediatas, favorecido

por

la

agitación

térmica.

Aunque

estos

saltos

existen

siempre,

independientemente de la temperatura y homogeneidad del sistema, sólo conducen a un transporte

neto de masa en una dirección cuando existe un gradiente de

concentración, considerado éste como fuerza motriz única de la difusión.

En la figura 1-1 se ilustran los posibles mecanismos de intercambios atómicos que pueden dar lugar a difusión.

Figura 1-1. Posibles mecanismos de intercambios atómicos


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Difusión. Transformaciones de Fase.

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El mecanismo 1, llamado de intercambio simple entre átomos vecinos, tiene poca probabilidad de producirse en sistemas compactos pues, aunque no produce deformaciones permanentes en la red, aquéllas son muy elevadas en el momento del salto; su probabilidad en sistemas de menor compacidad, debe ser mayor.

El mecanismo 2, llamado anillo de Zener o de intercambio cíclico, en el que cada átomo va ocupando el lugar del anterior y el último el del primero, es también más probable en redes poco compactas y en algunas aleaciones con redes ordenadas. Este mecanismo se ha caracterizado en la red C.C. ordenada del intermetálico E - AgMg.

El mecanismo 3 de difusión por vacantes es evidente que tiene alta probabilidad de producirse por la baja energía de activación que requiere y las pequeñas deformaciones que provoca. Sin duda, su aportación es mayoritaria en la difusión en soluciones sólidas de sustitución.

El mecanismo 4 de difusión intersticial simple tiene también menor probabilidad de producirse que el mecanismo 5, llamado de desplazamiento mixto, como es fácil deducir por simples consideraciones geométricas. Este mecanismo de desplazamiento mixto se ha observado en la difusión de la plata en el compuesto iónico BrAg.

El mecanismo 6, o mecanismo craudiónico (de la palabra crowd, agolpamiento), consiste en una difusión unidireccional de un grupo de átomos, llamado craudión, comprimido por la existencia de un átomo de más en la fila. La difusión transcurre por pequeños desplazamientos de cada átomo en la fila, siendo similar a la propagación de ondas: cada átomo se desplaza poco pero la perturbación se propaga rápidamente.

La energía de activación que requiere es, por tanto, pequeña. La difusión craudiónica juega un papel importante en la eliminación de los efectos originados por la radiación, así como en los fenómenos de tensodifusión bajo efectos de tensiones que crean deformaciones en la red.

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2. PRIMERA LEY DE FICK Una vez conocidos los posibles mecanismos de difusión se va a mostrar a través de un caso hipotético, con difusión exclusiva por intercambio simple en un cristal perfecto, cómo se igualan las concentraciones de átomos radioactivos en un metal puro. En la figura 2-1 se representa un cristal que se ha limitado a un plano con doce filas y ocho columnas atómicas, que contiene una concentración de cuatro átomos radioactivos, marcados con círculos negros, por cada columna intermedia, siendo nula su concentración en las columnas adyacentes.

Imagínese que cada uno de los átomos radioactivos efectúa un salto a la primera esfera de coordinación. En la figura central se representa la situación después de un salto aleatorio. Es fácil comprobar que un átomo de las columnas 3 y 6 habrá pasado a las columnas 2 y 7, mientras que las columnas 4 y 5 quedan invariables. Tras un proceso de difusión prolongado la concentración de átomos radioactivos sería igual en todas las columnas y, aunque los átomos continuarán saltando, no habrá difusión observable.

En la figura central se observa que el gradiente de concentración dc/dx determina si se produce o no difusión, y que el flujo neto de átomos tiene sentido opuesto al del gradiente de concentración.

La Primera Ley de Fick da una relación cuantitativa entre el flujo de átomos y el gradiente de concentración:

dm D

dc Adt dx

siendo dm la masa total de átomos que cruza un plano perpendicular a la dirección de difusión, A la superficie de dicho plano, dt el tiempo durante el que transcurre la difusión y D un coeficiente llamado coeficiente de difusión y, en este caso, por tratarse de átomos del mismo metal se conoce como coeficiente de autodifusión.



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Figura 2-1. Difusión en un cristal

Realmente, por tratarse de isótopos del mismo metal, ambas formas atómicas son iguales excepto por la pequeña diferencia de masa entre ellas. Esta diferencia de masa es causa de que la frecuencia de vibración sea ligeramente distinta y, por tanto, también ligeramente distinta la frecuencia del salto.

La relación entre ambas frecuencias es:

f

m f m

siendo f* y f las frecuencias de salto del isótopo radiactivo y del normal, respectivamente, y m* y m las masas de cada forma atómica.

Esta ley es sólo aplicable a una difusión unidireccional, según el eje x, en el caso de un sistema monofásico mantenido a presión constante y temperatura igualmente constante, o bien al semiespacio formado por dos barras en contacto de metales

70


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diferentes. La Primera Ley de Fick es análoga a la Ley de Fourier de transmisión de calor por conducción, en el que el flujo es proporcional al gradiente de temperatura.

Ahora se va a relacionar el coeficiente de difusión macroscópica D con las características microscópicas del movimiento aleatorio. Llamemos G a la longitud del salto, f a su frecuencia y W al tiempo medio entre dos saltos o tiempo de vida sedentaria del átomo. Naturalmente debe ser W = 1/f.

La

estadística

de

Einstein

sobre

movimientos

aleatorios

de

partículas

independientes del movimiento de las demás, establece que el desplazamiento medio de una partícula desde su posición inicial viene dada por: 'l

G

f t

mientras que el camino total recorrido es: l Gf t

es decir, el desplazamiento medio real es proporcional a t1/2, mientras que el total es proporcional a t.

El

coeficiente

de

difusión

unidireccional

D,

deducido

del

valor

de

los

desplazamientos, resulta ser para los sistemas cúbicos:

D

G2 f 6

Para evaluar el número de saltos difusivos en un metal se toma D=10-8 cm2/s, prácticamente igual para todos los metales a temperaturas próximas a la de fusión, G=0,3 nm y red de tipo cúbica:

f

6D G2

6 108 9 1016

66 106 s-1

Por tanto, un átomo realiza unos 100 millones de saltos difusivos por segundo, ¿pero ésto es mucho o es poco? Si se compara estos saltos con la frecuencia de Debye, oscilaciones del átomo a temperaturas próximas a las de fusión, 1012-1013 s-1,


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resulta que de cada millón de oscilaciones sólo realiza un salto difusivo, cantidad realmente pequeña.

En cuanto a las distancias recorridas por los átomos cabe hacer la misma pregunta ¿cuánto se desplaza la partícula de su posición inicial?. Suponiendo un tiempo de difusión de 100 horas:

'l

G ft

3 10 8 66 10 6 100 3600 8

1,4 mm

l G f t 3 10 6610 100 3600 6480m 6

es decir , tras recorrer más de 6 km sólo se separa 1,4 mm de su posición inicial, lo que demuestra el escaso rendimiento de los tratamientos de recocido de homogeneización química aún de larga duración.

Llegados a este punto debe recordarse que hasta ahora se han analizado las características de la difusión unidireccional en metales puros, estableciendo la Primera Ley de Fick y la relación entre el coeficiente de difusión y las características de los saltos difusivos, supuestos cristales ideales libres de cualquier tipo de defectos, por lo que los saltos difusivos son del tipo de simple intercambio.

3. EXPERIMENTO DE KIRKENDALL Se va a describir ahora el experimento de Kirkendall y Smigelskas, realizado en 1947, que demostró fehacientemente que cuando hay difusión simultánea de dos partículas distintas con formación de soluciones sólidas de sustitución, la velocidad de difusión de ambos átomos es distinta, lo que se traduce en un mecanismo de difusión por vacantes fundamentalmente y no por intercambio atómico.

En este experimento dos metales A y B se disponen, como indica la figura 3-1, insertando en la unión unos testigos inertes: hilos finos de platino, wolframio, óxido de aluminio, etc.

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Como longitud de ambos semibloques se toma una distancia suficiente para que pueda considerarse el bloque infinito. Calentado el par difusor a temperaturas próximas a la de fusión del metal de menor punto de fusión, durante un tiempo suficientemente prolongado del orden de días, se procede a analizar, una vez enfriado el par, capas paralelas a la de la unión.

La representación de las curvas de concentración en función de la distancia a la intercara se muestra en la figura 3-2. Estas curvas, llamadas curvas de penetración, se habían obtenido con anterioridad al experimento Kirkendall, la característica original de este trabajo fue la incorporación de los marcadores inertes y la constatación del movimiento que sufrían durante el recocido difusor. Testigos inertes B

A

Unión

Figura 3-1. Par difusor con testigos inertes

100% B

100% A

B

A

0% A

0% B Intercara original. (Posición de la unión)

Figura 3-2. Curvas de penetración

En la figura 3-3 se representa el movimiento de estos marcadores con respecto al plano inicial de la unión, y dirigido hacia el metal de menor punto de fusión. La distancia


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73


x, aunque pequeña, es perfectamente medible, y su valor es proporcional a la raíz cuadrada del tiempo de recocido.

El único modo concebible de explicar el movimiento de los alambres es considerar que los átomos de A (de menor punto de fusión) se muevan con mayor velocidad que los del metal B. Para que esto ocurra es preciso admitir que el mecanismo fundamental de difusión, aunque no el único, sea por vacantes y que la frecuencia del salto sea mayor para A que para B. Es evidente que en mecanismos de simple intercambio y de anillo de Zener la velocidad de difusión es la misma, y la difusión intersticial para radios atómicos semejantes está impedida por efectos estéricos.

B

A

Alambre

Intercara

B

A

original

x

Figura 3-3. Movimiento de los marcadores inertes

El mecanismo de difusión por vacantes parece estar extendido a todos los sistemas cristalinos, aunque en metales de red C.C. la energía similar que requiere el intercambio cíclico respecto al de vacantes, debe traducirse en una simultaneidad de ambos. En sistemas H.C. se superpone el efecto de las distintas velocidades de difusión en direcciones paralelas o perpendiculares a la del eje c, complicándose el análisis.

En el caso del par A-B, indicado en la figura 3-3, el mayor flujo del metal A hacia el lado del metal B origina una pérdida de masa en el lado del metal A próxima a la intercara, y una ganancia en el lado del metal B. Como resultado de esta transferencia neta de masa el semivolumen del metal A se contrae y el del metal B se expande, produciéndose un estado de tracción bidimensional en el lado del metal A y uno de compresión en el lado del metal B. En la figura 3-4 se representa otro efecto que puede

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aparecer cuando las velocidades de difusión de ambos átomos son muy diferentes: la aparición de poros en la zona del metal de mayor velocidad de difusión.

La nucleación de los huecos que aparecen en el metal A es de tipo heterogénea, es decir, se forman sobre partículas de impureza, y la tensión existente en esa zona ayuda a su crecimiento. Los experimentos de Barney y Mazey, en 1958, demuestran que si se contrarresta esta tensión durante el recocido se evita la formación de porosidad.

Figura 3-4. Estado tensional tras la difusión

4. VARIABLES DE LA DIFUSIÓN Es intuitivo que el coeficiente de difusión depende de la temperatura. El hecho de que un átomo efectúe un salto difusivo cada millón de oscilaciones, a temperaturas próximas a las de fusión, demuestra que la difusión es un proceso de activación que requiere gastos energéticos, y que el salto difusivo está relacionado con una barrera de potencial de considerable altura. La mayor parte del tiempo el átomo se encuentra oscilando con pequeña amplitud en comparación con la longitud del salto; a medida que el átomo se desplaza de la posición de equilibrio experimenta una reacción por parte de los vecinos próximos que le mueve a superar la barrera de potencial y ocupar una nueva posición de equilibrio. En la figura 4-1 se representa el cambio de la energía potencial del átomo durante el salto difusivo. La diferencia entre el valor máximo U* y mínimo Us es la energía de activación de la difusión:


75

Difusión. Transformaciones de Fase. E

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U U s

Nuevamente, la variación del coeficiente de difusión D con la temperatura sigue una ley tipo Arrhenius: E

D

D 0 e kT

siendo D0 el factor de frecuencia; con Ȗ un coeficiente numérico, f la frecuencia de las oscilaciones y į la longitud del salto. D0 = Ȗ į2 f

Figura 4-1. Cambio de la energía potencial del átomo durante el salto difusivo.

La energía de activación de la difusión se ha relacionado con parámetros termodinámicos, como las expresiones:

E (KJ/mol) = 150 Tfusión E (KJ/mol) = 50 Lfusión

siendo Lfusión el calor latente de fusión del metal considerado.

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También era de esperar la relación entre el coeficiente de difusión y la concentración. La figura 4.2. muestra la variación de D en tres soluciones sólidas con el Au como soluto, a la temperatura de 900ºC, al variar la concentración.

No se ha tenido en cuenta hasta ahora que la difusión es una propiedad sensible a la estructura y, por tanto, a los defectos que presentan los cristales reales.

Figura 4-2. Coeficiente D en función de la concentración en porcentaje atómico de Au

Los flujos de vacancias durante el enfriamiento dirigidos hacia los sumideros, límites de grano y superficies exteriores, pueden conducir a segregaciones de impurezas por formación de conjuntos difusivos impureza-vacante, que se traduce en un flujo de impurezas hacia los bordes de granos y desde el interior hacia la superficie.

En cuanto a la importancia de las dislocaciones es sabido que la deformación plástica acelera la difusión, siendo el coeficiente de autodifusión mucho mayor a lo largo de las dislocaciones que en la red cristalina. El aporte a la difusión es tanto mayor cuanto menor sea la temperatura, e incluso a temperaturas del orden de 0,4 Tfusión la difusión por dislocaciones es la única apreciable.



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Más importante que la influencia de las vacantes y dislocaciones es la de la estructura policristalina. En la figura 4-3 se representa la gráfica lnD-1/T para un material de grano fino, en ella se aprecia la desviación con respecto a la Ley de Arrhenius por la contribución a la difusión de la difusión intercristalina a temperaturas inferiores a 0,6 Tfusión. Para esta difusión es D´>D y E´
En el caso de la difusión superficial, aunque ésta es más rápida aún que la de límites, tiene una contribución total mucho menor, pues la longitud de los límites de grano es mucho mayor.

Figura 4-3. Gráfica lnD-1/T para un material de grano fino

En cuanto a los métodos experimentales que determinan los coeficientes de difusión, pueden emplearse los que analizan la variación de la concentración de la sustancia que difunde con la profundidad de penetración, o los menos exactos que determinan la variación de la cantidad de sustancia en la muestra con el tiempo. Los métodos que permiten obtener la concentración pueden ser directos (ponderales, químicos, radioquímicos, espectrales, radiológicos, etc.) o indirectos, en los cuales se mide el cambio de alguna de las propiedades (microsolidez, electroconductividad, permeabilidad, período de la red, etc.) relacionadas con la concentración.

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Los métodos indirectos de relajación, basados en el tiempo tR que emplea el sistema en volver a un estado de equilibrio cuando se le aplica un efecto externo directamente relacionado con los procesos difusivos, son los que presentan mayor sensibilidad.

5. TRANSFORMACIONES DE FASE EN ESTADO SÓLIDO Una vez

estudiados los mecanismos difusivos van a estudiarse los tipos de

transformación que pueden existir en estado sólido mientras que la solidificación, aún siendo la transformación de fase más sencilla que puede ocurrir en los sistemas metalúrgicos, se abordará en un tema posterior.

En estado sólido se conocen dos tipos de transformaciones: las difusivas y las desplazativas. Las primeras son controladas por la difusión, mientras que las segundas obedecen a movimientos cooperativos de átomos que se desplazan distancias del orden del parámetro de red.

5.1. Transformaciones difusivas

Este tipo de transformación es el más generalizado: transformaciones alotrópicas, reacciones invariantes, precipitación de una fase por variación de solubilidad, reacciones de ordenación, etc. Todas estas transformaciones obedecen a mecanismos de difusión de átomos en la fase original para dar lugar a embriones, formados por muy pocos átomos, de la nueva fase.

Estos embriones pueden alcanzar un tamaño crítico para dar lugar a un núcleo estable o bien redisolverse. La velocidad de nucleación, entendida como el número de núcleos estables formados por unidad de tiempo y de volumen, está controlada por la energía asociada a la formación del núcleo, que supuesto esférico vendrá dada por:


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Difusión. Transformaciones de Fase. 'G n

siendo

'*V

4 S r 2 'G s

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4 S r 3 'G v 3

la variación de energía libre por unidad de superficie en la interfase y

'*Y

la

variación de energía libre por unidad de volumen en la transformación. El máximo de '*Q

responde a un valor crítico del radio, dado por:

8 S r 'Gs 4 S r 2'Gv

2 'Gs r' Gv rc

luego para rc ! 2

2

0

0

'G s 'G v

'G s los embriones crecerán por difusión y para radios menores se 'G v

redisuelven en la matriz.

En la discusión anterior no se ha tenido en cuenta la energía libre asociada a la deformación de la fase inicial inducida por el crecimiento del embrión, que puede considerarse despreciable en los fenómenos de solidificación o en las transformaciones de fase en estado sólido a temperaturas elevadas, en las que la plasticidad de la fase inicial minimiza el estado tensional y, por tanto, la energía de deformación.

Una vez alcanzado el tamaño crítico puede suponerse que el crecimiento del núcleo sólo está limitado por la difusión, es decir, la interfase avanza a la velocidad que permite la llegada de nuevos átomos. Suponiendo independiente el coeficiente de difusión de la concentración Zener y Wert han calculado la velocidad de crecimiento de diversas formas del núcleo, así para núcleos esféricos la velocidad de crecimiento es mínima pues la superficie es mínima para un volumen dado, creciendo la partícula con t3/2. Núcleos con formas de disco o bastones pueden crecer más rápidamente pues la relación superficie a volumen es mayor. En particular, los núcleos con forma de bastón crecen con t2 y los de forma de disco con t5/2.

Sea cuál sea la velocidad de crecimiento de los núcleos, cuando el crecimiento de éstos conduce a su interferencia disminuye la superficie apta para la transformación, y

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ésta se ralentiza. La velocidad de la transformación, pues, es suma de dos velocidades distintas: una inicial que regula el tiempo necesario para que los embriones alcancen un tamaño crítico durante el cual no hay transformación apreciable, y una segunda regulada por el coeficiente de difusión y la morfología de los núcleos.

La cinética de las transformaciones difusivas es, por tanto, del tipo representado en la figura 5-1.

Figura 5-1. Cinética de las transformaciones difusivas El tiempo W necesario para que los embriones alcancen el tamaño crítico se conoce como tiempo de incubación, retardo o de inercia de la transformación.

En toda la discusión anterior se ha obviado la influencia de la temperatura en la transformación, es decir, se ha supuesto que la temperatura a la que aquélla se producía es infinitamente próxima a la temperatura termodinámica de transformación. Por ello, si la evolución del sistema se producía durante el enfriamiento la temperatura a la que se consideraba

'*V y '*Y era

inferior pero muy próxima a la del equilibrio, y

superior en el caso del calentamiento, siendo las energías libres de las dos fases iguales a la temperatura termodinámica de transformación. Al ser la energía libre necesaria para formar un núcleo estable inversamente proporcional al cuadrado del grado de subenfriamento, diferencia entre las temperaturas termodinámica y real de transformación, el número de embriones de tamaño crítico aumenta con aquél, al tiempo que disminuye dicho tamaño crítico, con lo que la velocidad de nucleación aumenta. Sin embargo, el subenfriamiento tiene un límite, pues a temperaturas muy alejadas de la transformación termodinámica la disminución de la velocidad de difusión retarda fuertemente la nucleación. Esta situación, aunque rara en metales, es frecuente


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en los vidrios que pueden mantenerse en estado de líquidos subenfriados de alta viscosidad durante tiempos muy largos.

Los subenfriamientos pueden conducir a la obtención de estados metaestables de equilibrio por la ausencia de transformación. Estos enfriamientos de alta velocidad, llamados hipertemples, tienen aplicación industrial cuando interesa mantener a temperatura ambiente las características de una fase estable sólo a alta temperatura.

Aunque los subenfriamientos fuertes conducen a un número mayor de núcleos y de menor tamaño, también la velocidad de difusión disminuye exponencialmente con la disminución de temperatura, por lo que no es fácil prever el efecto final del subenfriamiento sobre la velocidad final de transformación: unas veces prima la disminución del tiempo de incubación sobre la de crecimiento de los núcleos, acelerándose la transformación, y otras veces ésta se desacelera al ser mayor el aumento del tiempo de transformación que la disminución del tiempo de incubación.

En cualquier caso, la multiplicación del número de núcleos conduce a la obtención de estructuras más finas de la nueva fase y, por tanto, a mejores propiedades mecánicas.

Hasta ahora se ha supuesto la homogeneidad de la fase inicial, lo que da lugar a una nucleación llamada homogénea, aunque ésta es realmente inusual en la práctica debido a las heterogeneidades químicas, físicas, cristalográficas y térmicas de la fase inicial. La probabilidad de formación de un núcleo no es la misma en todos los puntos de una fase (dislocaciones, bordes de grano, impurezas, fluctuaciones de composición, diferencias de temperatura, paredes físicas del sistema, etc.) por lo que en estos lugares privilegiados de menor energía libre de formación del núcleo se produce la nucleación heterogénea.

La nucleación heterogénea justifica que una estructura de grano grueso, con menor superficie de bordes de grano, lugares preferenciales para la nucleación, dé lugar a una fase transformada también de grano grueso, es decir, obtenida a través de pocos núcleos; igualmente, las partículas de impurezas son agentes muy activos para la

82


82


nucleación y de ahí la importancia del control del número y morfología de las inclusiones en la solidificación de las aleaciones.

Hasta ahora se han discutido las cinéticas de transformación de fase en estado sólido durante el enfriamiento, pero también es importante destacar las diferencias de cinética existentes con las transformaciones que tienen lugar en el calentamiento. Mientras que un subenfriamiento es fácil de obtener en la práctica, los sobrecalentamientos son extraordinariamente más complejos de lograr, siendo casi imposible obtener fases metaestables por ellos. Las transformaciones difusivas aumentan su velocidad, tanto de nucleación como de crecimiento, de forma progresiva al aumentar la temperatura.

También es interesante destacar que la cinética de disolución de una fase en otra con el calentamiento, es diferente al de precipitación por germinación y crecimiento en el enfriamiento, ya que la disolución no requiere de procesos de nucleación. Ahora la disolución es básicamente un proceso de crecimiento inverso, aunque su cinética es habitualmente diferente a la de crecimiento.

5.2. Transformaciones desplazativas

El segundo tipo de transformaciones en estado sólido es el de las transformaciones de

fase

sin

difusión,

también

llamadas

transformaciones

desplazativas

o

transformaciones martensíticas. Este tipo de transformación se produce a una temperatura crítica Ms que separa la zona de estabilidad de las dos fases siendo por debajo de esta temperatura menor la energía libre de la nueva fase.

Las transformaciones desplazativas son de tipo orientado, es decir, pueden considerarse como el desplazamiento de cierto volumen del cristal por un plano determinado, existiendo un movimiento cooperativo de átomos que se desplazan distancias del orden del parámetro de red, sin que se alteren sus posiciones relativas. Las características de la transformación son, pues, la ausencia de difusión (la nueva fase tiene composición idéntica a la primitiva) y la orientación (la fase martensítica está orientada respecto a la inicial). En cierto modo estas transformaciones son similares al


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83


maclado, distinguiéndose de éste en que la fase martensítica posee una red distinta, mientras que las zonas macladas tienen idéntico retículo.

La

transformación

martensítica

es

prácticamente

instantánea

al

ser

el

desplazamiento relativo muy pequeño, y aunque no se conoce la naturaleza individual de los movimientos atómicos en la región de la interfase, probablemente más complicado que los de maclado, lo cierto es que la transformación transcurre a velocidades del orden de la de propagación del sonido en el cristal.

La cantidad de fase martensítica obtenida es, por tanto, independiente del tiempo y función de la temperatura. Enfriamientos posteriores reanudan la transformación, hasta alcanzar una temperatura final de transformación Mf.

Las transformaciones martensíticas se presentan en muchos metales polimórficos y sus aleaciones (Fe, Ti, Zr, Co, Na, Te, Li, etc.), siendo en muchos casos la transformación reversible, volviéndose a obtener la fase original por calentamiento de la martensítica, si bien aparece un fenómeno de histéresis durante el transcurso del ciclo. Esta reversibilidad no aparece, sin embargo, en la transformación martensítica del acero. Otra

diferencia

entre

la

transformación

martensítica

del

acero

con

las

transformaciones de otras aleaciones es que la del acero es una transformación “atérmica”, es decir, la permanencia a una cierta temperatura intermedia entre Ms y Mf no sólo no conduce a un aumento de la transformación, sino que por el contrario la estancia isotérmica conduce a una estabilización de la interfase que se traduce en la necesidad de un mayor subenfriamiento para reiniciar la transformación. La estabilización de la intercara posiblemente sea debida a la relajación de tensiones asociada al mantenimiento isotermo, tensiones que son necesarias para la transformación martensítica. La influencia del estado tensional en la transformación se pone de manifiesto en la posibilidad de obtener fase martensítica por encima de la temperatura Ms cuando previamente se deforma plásticamente la fase inicial, y como era de prever los aumentos de temperatura por encima de Ms disminuyen la cantidad de fase martensítica obtenida


85

85

CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE

5. DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO EQUILIBRIO

1. INTRODUCCIÓN En temas anteriores se han estudiado las distintas fases que pueden aparecer en las aleaciones metálicas (soluciones sólidas, compuestos químicos, etc.), y en éste va a completarse el estudio representando en un diagrama temperatura-composición las zonas en que son estables dichos constituyentes para las aleaciones binarias.

La utilidad de estos diagramas binarios de equilibrio es evidente, pues definen para cualquier temperatura las fases que compondrán una aleación de dos metales, así como sus porcentajes respectivos, y dado que las propiedades de la aleación dependen del número, porcentaje, morfología, distribución y propiedades de las fases que la constituyen, los diagramas permitirán comprender las propiedades que presenta una aleación determinada.

Sin embargo, debe subrayarse que los diagramas de equilibrio responden a evoluciones termodinámicas de un sistema, es decir, a procesos de enfriamiento y calentamiento infinitamente lentos, y que cuando se enfría una aleación a velocidades alejadas de aquéllas, que es lo frecuente en la práctica industrial, la situación puede variar significativamente con respecto a la prevista por el diagrama de equilibrio termodinámico.

Los diagramas ternarios de equilibrio, que no se estudiarán por su mayor complejidad, se realizan para aleaciones ternarias, estando constituidos por un triángulo equilátero en el que los vértices representan los metales puros y los lados las diferentes aleaciones binarias. Los ejes de temperaturas son perpendiculares al triángulo equilátero en cada uno de sus vértices, figura 1-1. Sin embargo, dada la dificultad de la construcción de estos diagramas se encuentran muy pocos en la

86

CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO

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literatura técnica, encontrándose más frecuentemente los llamados diagramas “pseudobinarios”, resultado del corte del diagrama ternario por un porcentaje constante de uno de los elementos de aleación. Estos diagramas pseudobinarios pueden contener más de tres fases en sus diferentes campos, y en ellos no son aplicables directamente las reglas que se utilizan para calcular el porcentaje y la composición de fases en los diagramas binarios.

Lógicamente, aleaciones de más de tres componentes se representarán por diagramas similares a los ternarios pero con bases constituidas por polígonos regulares de más de tres lados, pero su complejidad de construcción e interpretación justifica su inexistencia.

Figura 1-1. Diagrama ternario

2. REGLA DE LAS FASES Los equilibrios físico-químicos verifican la denominada Ley de Gibbs o de las Fases, que establece que el número de grados de libertad, o varianza, de un sistema en equilibrio viene dado por: V=C+2-F-R-R´


Diagramas Binarios de Equilibrio.

87

87

Se conoce por fase (F) cada una de las partes físicamente homogéneas y diferenciables de un sistema. Componente (C) es cada una de las especies moleculares químicas que permiten definir cuantitativamente la composición de todas las fases del sistema. Para aleaciones binarias C=2. El número de las reacciones químicas posibles entre los C componentes se expresa por R, mientras que R´ son las relaciones adicionales posibles entre las distintas fases.

La varianza (V) o grados de libertad (L) es el número de variables intensivas que pueden modificarse diferencialmente en el sistema sin que se altere el equilibrio, es decir, sin que varíe el número de fases y su naturaleza. De hecho es el número de variables intensivas que hay que fijar para definir el sistema (presión, temperatura y concentración).

En los sistemas metalúrgicos, en los que excepto en técnicas de vacío, la presión es siempre la presión atmosférica y, por tanto, constante, la Regla de las Fases se suele escribir:

V=C+1-F-R-R´ (P=cte)

y las únicas variables son la temperatura y la concentración.

3. PRINCIPIO DE LE CHATELIER Cuando un sistema no está en equilibrio la Regla de las Fases no es aplicable y es el Principio de Le Chatelier el que define la forma en que debe evolucionar el sistema. El principio de Le Chatelier establece que, cuando la modificación de una de las variables altera el estado de equilibrio de un sistema, éste evoluciona en el sentido de oponerse a la causa que lo modifica.

En los sistemas metalúrgicos, en los que la concentración de la aleación es conocida de antemano, es la temperatura la variable que rige los cambios de equilibrio y el Principio de Le Chatelier se establece en la siguiente forma:

88

88



“Cuando se eleva la temperatura de un sistema en equilibrio tiene lugar la reacción que entraña una absorción de calor, es decir, en el calentamiento toda reacción o transformación reversible es endotérmica y, por el contrario, en el enfriamiento toda reacción es exotérmica”.

4. DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO. CONSTRUCCIÓN En el enfriamiento de una aleación desde el estado líquido hasta temperatura ambiente se producen una serie de transformaciones que corresponden al cambio de estado, transformaciones de fases, cambios de solubilidad, etc. Cada una de estas evoluciones del sistema se verifica a una temperatura determinada, y si en lugar de estudiar una aleación binaria determinada de los metales A y B se consideran todas las aleaciones que se pueden formar – de 0% a 100%B – y se unen todas las temperaturas correspondientes a idénticas transformaciones, se habrá obtenido un diagrama temperatura-concentración en el que los lugares geométricos de los diversos puntos singulares de igual naturaleza, definen los contornos de las zonas de estabilidad de las distintas fases que se pueden formar con los metales A y B.

En general un diagrama binario constará de diversos tipos de líneas: líneas de liquidus, líneas de solidus y líneas de transformación. La línea de liquidus es el lugar geométrico de las temperaturas por encima de las cuales las diversas aleaciones se encuentran totalmente en estado líquido, mientras que la línea de solidus corresponde al lugar geométrico de las temperaturas por debajo de las cuales las aleaciones están completamente solidificadas. Las líneas de transformación definen los cambios de fase en el estado sólido.

Para construir los diagramas de equilibrio deben obtenerse los puntos singulares que aparecen en el calentamiento o enfriamiento de las diversas aleaciones. Los métodos más utilizados para la obtención de estos puntos son el análisis térmico y el análisis dilatométrico.

En el análisis térmico se construyen las curvas de enfriamiento de las aleaciones desde el estado líquido a temperatura ambiente. Como cualquier evolución del sistema



89

89

durante el enfriamiento se traduce en un desprendimiento de calor, se produce una alteración respecto a la curva de enfriamiento temperatura-tiempo de un sistema que no sufre transformación alguna.

La curva de enfriamiento de un cuerpo que no sufre transformación alguna cuando se enfría lentamente en un recinto isotermo, cuya temperatura permanece constante, y en el que el intercambio de calor entre la muestra y el medio se hace por convección, es una exponencial llamada exponencial de Vant´Hoff.

En efecto, la pérdida de calor dQ de la muestra, de capacidad calorífica constante C, es proporcional a la diferencia de temperatura T entre la muestra y el recinto, luego para el tiempo dt será: dQ=K·T·dt

Durante el tiempo dt la variación dT de temperatura de la muestra es:

dQ=-C·dT por tanto: K·T·dt=-C·dT dT/T= -K·dt/C ; T=T0 e -Kt/C

siendo To la diferencia de temperatura entre la muestra y el recinto para el instante inicial y K una constante que depende de la morfología del sistema.

Como los desprendimientos de calor que se producen en las transformaciones en estado sólido son pequeños respecto a los correspondientes al cambio de estado, las curvas T-t sólo se utilizan realmente para determinar los puntos de solidus y de liquidus, mientras que para los puntos de transformación en estado sólido se emplean las curvas diferenciales, que experimentan grandes anomalías para pequeñas alteraciones en la ley de enfriamiento.

90


90


El análisis térmico diferencial consiste en calentar junto con la muestra un cuerpo inerte que no sufre transformación alguna hasta su fusión, estudiando el proceso de enfriamiento de ambas probetas. Mientras no existe transformación la temperatura de ambas probetas es la misma, pero al producirse una transformación en la muestra ésta desprende calor y su temperatura durante la transformación permanece superior a la del cuerpo inerte de referencia. La diferencia de temperaturas entre la muestra y el cuerpo inerte, Tm-Ti, puede medirse por pares termoeléctricos.

Con este procedimiento puede determinarse con gran exactitud las temperaturas a las que se verifican las diferentes transformaciones e, incluso, los calores que se desprenden en la transformación.

En la figura 4-1 se representan dos curvas -la absoluta y la diferencial- para la solidificación de un metal puro que no sufre transformaciones alotrópicas.

En general, dada la complejidad de los diagramas, deben utilizarse para su construcción no sólo técnicas dilatométricas o de análisis térmicos, sino otras como las de difracción de rayos X, metalográficas, magnéticas, calorimétricas, etc.

Tm

T

L LoS

S

Curva diferencial

Curva absoluta

t

Tm-Ti

Figura 4-1. Curvas de enfriamiento absoluta y diferencial para un metal puro

Con diagramas planos sólo se pueden reflejar los equilibrios de aleaciones binarias, siendo necesarios diagramas tridimensionales para el estudio de las aleaciones ternarias.



91

91

Los diagramas binarios se clasifican atendiendo a la solubilidad o insolubilidad en los estados líquido y sólido entre los dos metales, pudiendo existir los siguientes casos: x

Solubilidad total en estado líquido y sólido

x

Solubilidad total en estado líquido y parcial en estado sólido

x

Solubilidad total en estado líquido e insolubilidad en estado sólido

x

Solubilidad parcial en estado líquido y sólido

x

Solubilidad parcial en estado líquido e insolubilidad en estado sólido

x

Insolubilidad en estado líquido y sólido

A continuación se describen los diferentes casos suponiendo que no existen reacciones en estado sólido, que serán abordadas posteriormente para poder completar el estudio de los diagramas de equilibrio.

5. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LÍQUIDO Y SÓLIDO El diagrama más habitual de este tipo es el representado en la figura 5-1.

Los metales A y B, de puntos de fusión TFA y TFB, respectivamente, solubles en estado líquido dan lugar por debajo de la línea de solidus a una solución sólida de sustitución única D.

Diagramas de este tipo se presentan en las aleaciones Cu-Ni; Cu-Pt; Cu-Pd; Ag-Au; etc.

El diagrama tiene tres zonas características: la zona de temperaturas superiores a la línea de liquidus en la que la única fase es el líquido homogéneo L; la zona bifásica intermedia entre las líneas de liquidus y solidus en la que coexisten el líquido L y la solución sólida D, y la zona de temperaturas inferiores a la línea de solidus para la que sólo existe la solución sólida D.

92

92



T L liquidus TFB L+D solidus TFA D

A

o%B

B

Figura 5-1. Diagrama de solubilidad total

Las zonas monofásicas son bivariantes pues V=C+1-F=2+1-1=2, mientras que la zona bifásica – llamada habitualmente zona pastosa – es monovariante, pues ahora es V=2+1-2=1.

Las curvas de enfriamiento absolutas, para diversas aleaciones binarias como las 1, 2 y 3, permiten determinar la evolución de las líneas de liquidus y solidus (figura 5-2).

Debe destacarse que las curvas de enfriamiento absolutas de las aleaciones 1, 2 y 3 presentan en la zona bifásica una anomalía con respecto a la exponencial de Vant´Hoff, ya que en dicho intervalo de temperaturas se desprende el calor latente de solidificación. La diferencia, pues, entre la solidificación de la solución sólida y el metal puro es que éste solidifica a temperatura constante y aquélla lo hace en un intervalo de temperaturas.

Este tipo de solidificación, sin embargo, no es universal para todas las soluciones sólidas, este es el caso de las representadas en la figura 5-3, que dan lugar a los llamados diagramas de solubilidad total en estado líquido y sólido con mínimo y máximo, respectivamente.


93

93


1

2

T

3

L

A

1 L

2 L

3 L

B L

L

TFB

LoB LoD LoD

L+D

LoD LoA

TFA D

A A

A

o%B

D

D

D

B

B

t

Figura 5-2. Curvas de enfriamiento absolutas para distintas aleaciones en un diagrama de solubilidad total

Los puntos singulares de estos diagramas corresponden a un mínimo o a un máximo de las líneas de liquidus y solidus, siendo en ellos ambas líneas tangentes entre sí.

Son infrecuentes los diagramas con máximo pero son frecuentes los diagramas con mínimo: Fe-Cr; Co-Pt; Ni-Pd; etc.

Para las aleaciones cuya composición es la del mínimo, o máximo, la curva de enfriamiento absoluta es igual a la de un metal puro, verificándose en el punto singular que:

V=C+1-F-R-R´=2+1-2-0-1=0

es decir, la solidificación transcurre a temperatura constante pues existe la relación adicional (R´=1) de la igualdad de composición de las fases líquida y sólida.

94


94


T

T

L

L

TFA L+D

TFB

L+D

L+D

L+D

TFB TFA

D

A

o%B

D

B

(a)

A

o%B

B

(b)

Figura 5-3. Diagramas de solubilidad total. (a) con mínimo; (b) con máximo

Estas soluciones sólidas que funden como un metal puro, es decir, con una composición igual de las fases líquida y sólida, se llaman soluciones sólidas de punto de fusión congruente, mientras que las restantes del diagrama son soluciones sólidas de punto de fusión incongruente.

6. REGLA DE LA HORIZONTAL Y DE LOS SEGMENTOS INVERSOS En el diagrama de solubilidad total estudiado anteriormente la zona bifásica está formada por el líquido homogéneo L y la solución sólida D, pero no son conocidas para una aleación de composición x%B a la temperatura T ni la composición ni el porcentaje de las fases líquida y sólida en equilibrio. (Figura 6-1).

En la zona bifásica el equilibrio es monovariante, pero al fijar la temperatura T necesariamente quedan fijadas la composición de las fases L y D, es decir, todas las aleaciones cuya composición varíe entre l% y s% de B a temperatura T están formadas por cantidades variables de las dos mismas fases L y D de composición fija pero hasta ahora desconocida.


95

95


L TFB T

L+D

TFA D

A

l

o%B

x

s

B

Figura 6-1. Diagrama de solubilidad total

Una aleación con l%B en el enfriamiento lento desde una temperatura superior a T dará una primera partícula sólida al alcanzar la temperatura T que, sea cuál sea su composición, no podrá alterar la composición l%B de la fase líquida por su masa despreciable frente a la del líquido. Por el contrario, una aleación con s%B en el calentamiento lento desde una temperatura inferior a T dará, al alcanzar la temperatura T, una pequeña masa de líquido que tampoco podrá alterar la composición s%B de la fase sólida. Como a la temperatura T sólo pueden existir unas fases L y D de composición invariable, aquéllas serán un líquido l%B y un sólido de composición s%B.

La llamada regla de la horizontal establece las composiciones de las fases en equilibrio a una temperatura determinada en una zona bifásica independientemente de la naturaleza de dichas fases: “la composición de las fases en equilibrio en una región bifásica de un diagrama binario, a una cierta temperatura, viene dada por la intersección de la isoterma trazada por dicha temperatura con las líneas representativas de dichas fases”.

96

96



El porcentaje en peso de ambas fases puede calcularse aplicando un balance de masas. Supuesta una masa de 100 para la aleación del x%B, se verificará que 100=PD+PL, siendo PD y PL las masas respectivas de D y L. Por otra parte, como la fase D contiene un s%B y el líquido un l%B: 100 x s PD l PL

Resolviendo el sistema: 100 PD PL

x PD x PL s PD l PL

100 x s PD l PL

(s - x)·PD (x - l) PL o

PD PL

xl sx

o bien: %PD

x l 100 ; %PL sl

sx 100 sl

Las expresiones anteriores establecen la llamada regla de los segmentos inversos o de la palanca: "las cantidades de las fases en equilibrio en una zona bifásica de un diagrama binario, a una cierta temperatura, son inversamente proporcionales a los segmentos determinados por el punto representativo de la aleación a dicha temperatura y los que indican la composición de ambas fases”.

7. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LÍQUIDO Y PARCIAL EN ESTADO SÓLIDO 7.1. Diagrama con punto eutéctico En la figura 7-1 se representa un diagrama con punto eutéctico entre dos metales A y B que presentan una solubilidad restringida en estado sólido.


97


97

El metal A es capaz de mantener en solución un m% de B a temperatura ambiente, e incrementa su solubilidad con la temperatura hasta alcanzar un máximo del p% de B a la temperatura eutéctica TE.

El metal B disuelve un (100-n)% de A a temperatura ambiente y un (100-q)% a la temperatura eutéctica.

Este es el caso más habitual, siendo la solubilidad creciente con la temperatura, (solubilidad positiva), pero la solubilidad pudiera ser decreciente con la temperatura, (solubilidad negativa) o prácticamente independiente de aquélla.

TFA

L TFB L+D

D

L+E

E

TE p

q

E

D+E

A

m

e

n

B

o%B

Figura 7-1. Diagrama con punto eutéctico

Las líneas mp y nq que reflejan la variación de solubilidad con la temperatura de las soluciones sólidas extremas se llaman líneas de “solvus”.

Las líneas de liquidus y solidus coinciden en el punto eutéctico E, siendo la temperatura TE la más baja de todas las temperaturas de fusión de las aleaciones entre A y B. La aleación de composición e%B es la llamada aleación eutéctica, siendo el significado de la palabra “eutéctica”, de origen griego, precisamente el de “fundir a baja temperatura” o “fundir bien”.

98

98



La aleación eutéctica, aunque funde como un metal puro a la temperatura constante TE, es de fusión incongruente pues se verifica: LE Dp+Eq

F=3; V=2+1-3=0

es decir, a la temperatura eutéctica se produce una reacción por la que el líquido de composición e% de B solidifica dando las soluciones sólidas D y E de composiciones p y q, respectivamente. Esta reacción se llama reacción eutéctica y conduce a una mezcla heterogénea, discernible, de las dos soluciones sólidas, con morfología característica denominada “microconstituyente eutéctico”.

El hecho de que las propiedades de una aleación dependan no sólo de las propiedades individuales de las fases que la componen, sino también de la morfología, tamaño y distribución de aquéllas, justifica la importancia de los llamados “microconstituyentes” de la aleación, entendidos como conjuntos mono o polifásicos con morfología característica propia en la observación microscópica óptica (hasta 1200 aumentos).

El eutéctico es, pues, un microconstituyente bifásico formado, en este caso, por la mezcla de las dos soluciones sólidas Dp y Eq.

Más interés que el diagrama binario de equilibrio de fases tiene, pues, el llamado diagrama de equilibrio de microconstituyentes, ya que estos imprimen carácter a la aleación. En la figura 7-2 se representa ahora este diagrama.

Con respecto al diagrama de fases destaca la aparición de cuatro nuevas zonas dentro del área pqnm correspondiente al dominio bifásico de D+E. Las dos zonas rectangulares tienen microconstituyentes formados por D y E(D+E) para las llamadas aleaciones hipoeutécticas, con contenidos entre el p y el e% de B, y por E y E(D+E) para las aleaciones hipereutécticas, de composición entre el e y el q% de B. Lógicamente la vertical discontinua Ee correspondiente a la representa al microconstituyente eutéctico E(D+E).

aleación eutéctica


99


TFA

99

L TFB L+D

D

L+E

E

TE p

E

+

+

E(D+E)

E(D+E)

D+E

A

E

q

D

D+E

e

m

n

B

o%B

Figura 7-2. Diagrama binario de microconstituyentes con eutéctico

Las aleaciones de composición entre m y p% y entre q y n% de B son dominios bifásicos de D + E pues su solidificación

no proporciona reacción eutéctica. Es

interesante destacar que la mezcla eutéctica propiamente dicha sólo existe a la temperatura TE, y que a temperatura ambiente el eutéctico no tiene igual composición por la variación de solubilidad de las soluciones sólidas extremas. En efecto, a temperatura TE el eutéctico está formado por:

%D

qe 100 ; %E qp

ep 100 qp

mientras que a temperatura ambiente es:

%D

ne 100 ; % E nm

em 100 nm

la variación de composición se debe a la llamada “segregación” de las soluciones sólidas extremas durante el enfriamiento entre TE y la temperatura ambiente: Dp segrega E y Eq segrega D. Sin embargo, esta segregación no modifica la morfología propia del eutéctico a TE aunque modifique los porcentajes relativos de D y E, por ello el eutéctico a temperatura ambiente se llama pseudoeutéctico, eutéctico degenerado o eutéctico transformado. Se habla pues de D y E eutécticas (DE y EE) y D y E pseudoeutécticas (DSE y ESE).

100


100


También interesa diferenciar las fases D o E obtenidas de la solidificación previa a la reacción eutéctica, hablándose de D o E pre o proeutécticas (DPE , EPE). Las DPE y EPE tienen, por tanto, composiciones variables entre 0%B-E y q-100%B, respectivamente.

Las curvas de enfriamiento lento de las aleaciones características del diagrama son las siguientes figura 7-3.

A

%B ĺ

B

Figura 7-3. Diagrama de equilibrio binario con eutéctico y curvas de enfriamiento

Las mesetas isotérmicas correspondientes a la reacción eutéctica tienen longitudes proporcionales a la cantidad de líquido que se transforma eutécticamente y, por tanto, al calor desprendido en la reacción, es decir, la meseta de longitud máxima es la de la aleación eutéctica y las longitudes de las mesetas de las aleaciones hipo e hipereutécticas son tanto mayores cuanto más próximas están al eutéctico.

La construcción debida a Tamman, que se muestra en la figura 7-4, está basada en la proporcionalidad de las mesetas eutécticas y la composición de las aleaciones que sufren dicha reacción, lo que permite determinar la composición de la aleación eutéctica. Igualmente pueden conocerse las solubilidades de las soluciones sólidas primarias a la temperatura eutéctica, conociendo las longitudes de las isotermas de dos aleaciones hipo y dos hipereutécticas.

Las aleaciones hipoeutécticas 1 y 2 tienen por longitudes de mesetas eutécticas l 1 y l2, respectivamente, mientras que l3 y l4 son las de las dos aleaciones hipereutécticas. La intersección de las rectas AB y CD determina la situación de la aleación eutéctica E


101

101


su meseta lE , y las solubilidades p% de B en A y (100-q)% de A en B a la temperatura TE.

Figura 7-4. Triángulo de Tamman para microconstituyente eutéctico

El hecho de solidificar conjuntamente las dos soluciones sólidas eutécticas confiere una morfología característica a los eutécticos. En primer lugar debe tenerse en cuenta que el líquido eutéctico es el último en solidificar y, por tanto, rodea a los granos de la fase previamente solidificada, lo que implica que tiende a ser el llamado microconstituyentes

“matriz”

(figura

7-5)

–aquél

que

engloba

al

resto

de

microconstituyentes, llamados ahora “dispersos”- y sólo cuando su proporción sea muy pequeña pasará a ser constituyente disperso. En cualquier caso la tendencia a orlar o rodear los granos de los constituyentes solidificados previamente, confiere a los eutécticos unos contornos redondeados que los distinguen netamente del resto de microconstituyentes. En cuanto a la morfología propia de las fases que componen el eutéctico, las más habituales son las laminares, las globulares y las aciculares (figura 7-6).

Los eutécticos laminares están formados por láminas alternadas de las dos fases, siendo los más frecuentes; los globulares se caracterizan por tener una fase como microconstituyente matriz que embebe glóbulos más o menos pequeños de la otra fase, que actúa de constituyentes disperso. Por último, los eutécticos aciculares, muy poco habituales, aparecen cuando una de las fases tiende a desarrollarse geométricamente de forma acusada, como se verá en el apartado siguiente.

102


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Figura 7-5. Esquema de microconstituyente eutéctico matriz (ASM Handbook)

7-6. Morfología propia de las fases que componen el eutéctico

Debe significarse que mediante tratamientos adecuados, bien térmicos o bien durante la solidificación, puede transformarse la geometría del eutéctico. Si se considera la gran influencia de las propiedades de los eutécticos sobre las de las aleaciones, ligadas estrechamente a su característica de microconstituyente matriz, se comprende el interés de dichos tratamientos, pues son evidentes las diferencias entre las propiedades mecánicas de unas u otras morfologías eutécticas: la acicular confiere la menor capacidad de deformación y la globular la mayor, siendo la laminar intermedia. También es de gran importancia el tamaño de las fases eutécticas, siendo los eutécticos tanto más resistentes y tenaces cuanto más fina sea su configuración. A veces, cuando su estructura es muy fina, no son resolubles en microscopía óptica apareciendo como granos oscurecidos en los que son indistinguibles las fases que lo componen.


103

103


El menor punto de fusión de la aleación eutéctica con respecto al resto de aleaciones del diagrama binario, confiere a estas aleaciones una excelente colabilidad y, por tanto, son aleaciones preferentes para el conformado por fundición. Es frecuente, sin embargo, que las aleaciones más utilizadas sean ligeramente hipo o hipereutécticas, por las beneficiosas propiedades que puede inducir el depósito inicial de las fases proeutécticas.

7.1.1. Eutécticos anormales o divorciados Cuando los metales A y B presentan temperaturas de fusión muy distintas y la proporción de fases es también muy diferente, aparecen los llamados eutécticos anormales o divorciados.

Este es el caso representado en la figura 7-7 en el que el metal B tiene un punto de fusión muy superior al del metal A y, al tiempo, la proporción de Dp en el eutéctico es mucho mayor que la de Eq. En estas condiciones la cinética de solidificación de Dp y Eq es muy distinta, pues mientras que para Dp la velocidad de nucleación es pequeña (proporcional a la diferencia entre su temperatura de fusión y TE), para Eq es muy grande al ser su temperatura de fusión muy elevada.

TFB L

TFA

L+E L+D

D

E

D

E

D

+

+

+

E(D+E)

E(D+E)

D +

E

A

E

q

p

E m

e

n

B

o%B

Figura 7-7. Diagrama binario de eutéctico anormal o divorciado

104

104



Esta diferencia en la velocidad de nucleación y solidificación induce que para la aleación eutéctica de e%B, a TE, solidifique Eq rápidamente y con independencia de Dp, lo que da lugar a una morfología gruesa de Eq – habitualmente de tipo acicular- que aparece embebida en la matriz de Dp. Esta morfología, inhabitual en los eutécticos, se traduce en una disminución de propiedades mecánicas, en especial la tenacidad, motivada por el alto efecto de entalla que inducen las agujas de Eq .

Como se ha indicado anteriormente la perniciosa aparición de estos eutécticos anormales puede combatirse mediante tratamientos especiales. Uno de los más aplicados es el llamado de “modificación” que consiste en la adición al metal líquido de elementos (habitualmente alcalinos o alcalino-térreos) que inducen un fuerte subenfriamiento (figura 7-8).

Figura 7-8. Diagrama de eutéctico anormal con subenfriamiento

El subenfriamiento convierte la aleación eutéctica en hipoeutéctica, al pasar la composición eutéctica de E a E´, solidificando previamente D proeutéctica lo que se traduce en un aumento considerable de la velocidad de nucleación de DE y, por tanto, en una disminución de la diferencia entre las velocidades de solidificación de DE y EE y de la tendencia a aparecer eutéctico anormal.


105


105

En la figura 7-9 se revelan las estructuras del eutéctico anormal de la aleación Al12%Si, denominada “siluminio”, y del eutéctico modificado por la adición durante la colada de sodio. La aleación modificada suele denominarse “alpax”, en atención a Aladar Pacz que fue el descubridor en 1920 del tratamiento de modificación de estas aleaciones, de gran importancia como aleaciones de moldeo para obtención de piezas fundidas bien en arena o en coquilla metálica.

Eutectico modificado

Eutectico anormal

Figura 7-9. Estructuras de los eutécticos de la aleación siluminio (Al-12%Si)

7.2. Diagrama con punto peritéctico Mientras que en el caso del diagrama con punto eutéctico éste es inferior a la temperatura de fusión de ambos metales puros, otros diagramas presentan un punto singular en la línea de liquidus de temperatura inferior a la de uno de los metales y superior a la del otro. En la figura 7-10 se representa uno de estos diagramas.

Todas las aleaciones comprendidas entre los puntos M y N sufren la llamada reacción peritéctica: LM + EN DP ; V=2+1-3=0

siendo el punto P el peritéctico del sistema, en el que la reacción no transcurre con exceso de LM o de EN. Para las aleaciones entre M y P hay exceso de líquido por lo que: LM + EN LM + DP

106

106



mientras que las comprendidas entre P y N presentan un exceso de solución EN: LM + EN DP + EN

L TFB

M

P

L+E TP N

L+D

E

TFA

D+E

D

A

B

o%B

Figura 7-10. Diagrama con punto peritéctico

Al igual que en el caso del punto eutéctico la máxima longitud de las isotermas de las curvas de enfriamiento se da para el punto peritéctico P, aunque ahora la longitud es menor que las de las reacciones eutécticas, pues la cantidad de líquido es menor y el calor latente de cambio de estado es muy superior al calor de transformación en estado sólido.

Nuevamente el triángulo de Tamman define la composición del punto peritéctico, así como el de LM y EN.

Las curvas de enfriamiento de las aleaciones más significativas del diagrama se representan en la figura 7-11.


107

107

Diagramas Binarios de Equilibrio. 1

3

2

5

4

T

L

1

2 L

3 L

4 L

5 L

L

TFB

L+E

L+E

M

L+E

P

TPP

L+D

N

L+D

L+ED

L+E L+E L+ED L+ED

E L+D

TFA

D+E

D

D

D+E

D+E

E

D D+E

A

t

B o%B

Figura 7-11. Diagrama binario con peritéctico y curvas de enfriamiento

7.3. Diagrama con compuesto definido de punto de fusión congruente En la figura 7-12 se muestra un diagrama que presenta un compuesto definido C, AxBy, de punto de fusión congruente, es decir, su fusión conduce a un líquido de igual composición.

En este diagrama los eutécticos E1 y E2 se forman entre el compuesto definido C y las soluciones sólidas extremas D y E, respectivamente.

El punto de fusión del compuesto C puede ser inferior o superior a los de los metales puros, o bien, intermedio entre ambos, y no tiene que tratarse necesariamente de un punto con tangente horizontal; es más, cuanto mayor sea la distancia entre la línea de liquidus y la hipotética tangente horizontal más estable será el compuesto, es decir, menor será la tendencia a que el líquido AxBy se disocie según: AxBy xA + yB

La solidificación del compuesto se desarrolla como la de un metal puro, pues ahora es C=1, y V=1+1-2=0.

108


108

Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos. TFB

L

TFA L+C

L+C

L+D

L+E E2

E1

E

D E

C

D

D

C

+

+

+

+

+

E2(C+E)

E2(C+E)

C

E1(D+C)

E1(D+C)

C +

E

A

C

B

o%B

Figura 7-12. Diagrama con compuesto definido de punto de fusión congruente

7.4. Diagrama con compuesto definido de punto de fusión incongruente El diagrama de la figura 7-13 incluye un compuesto definido C, AxBy, que se forma como resultado de una reacción peritéctica. El hecho de fundir dando un líquido y un sólido lo tipifica como compuesto de fusión incongruente.

TFB P L+E

L

E TFA

L+C L+D

E

D

TE

C

D

C

+

D

+

+

E

+

E(D+C)

E(D+C)

C

C

A

B

o%B

Figura 7-13. Diagrama con compuesto definido de punto de fusión incongruente


109

109


7.5. Diagrama con solución sólida intermedia Estos diagramas contienen una solución sólida intermedia J habitualmente de diferente sistema cristalino que el de las soluciones sólidas extremas.

En el caso del de la figura 7-14 la solución sólida intermedia admite, a temperatura ambiente, entre el n y el m% de B en solución. Al igual que en el caso de solubilidad total en estados líquido y sólido, las líneas de liquidus y solidus de la solución J deben ser tangentes entre sí en el máximo y existe la relación adicional de la igualdad de composición de las fases líquida y sólida, por tanto: V=2+1-2-1=0, y la solidificación transcurre a temperatura constante para la J de máxima temperatura de fusión.

Estas soluciones sólidas intermedias tienen, frecuentemente, estrecho margen de solubilidad tanto a alta como a baja temperatura, por lo que pueden considerarse como compuestos químicos de composición ligeramente variable, siendo muchos de ellos compuestos electrónicos.

TFB L

TFB

L+E

L

E TFA

TFA

T LE+ D D

D DD

+

+

++

E(D+E)

J

E1(DE+J)

A

E2

L+J

D D

A

E

L+D E1 p

L+E

L+C L+J

J +

E1(D+J)

D

E

C

J C

J

+

+

E(D+C) J

+

+

E

E2(J+E)

E + E2(J+E)

+

J

E m

o%B

n

J +

E c

B

o%B

Figura 7-14. Diagrama con fase intermedia

B

110


110


TFB

L P L+E

E L+J

TFA E

L+D

D

J D D

+

+

E(D+J)

J

J

+

+

E(D+J) E(D+J)

J +

E

Į +

J

Ȗ A

B

o%B

Figura 7-15. Solución sólida intermedia en un diagrama con puntos eutéctico y peritéctico Soluciones sólidas intermedias son también las que aparecen en las figuras 7-15 y 7-16, ambas de fusión incongruente.

TFB

P2

L

L+E

E L+J

P1 J

L+D

TFA

D

J

D

+

+

E

J

A

B

o%B

7-16. Solución sólida intermedia en un diagrama con dos puntos peritécticos

Finalmente no se estudia, por presentarse sólo en los diagramas Fe-S y Sn-Cu, la reacción catatéctica o metatéctica, en la que un sistema ya solidificado vuelve a licuarse en el enfriamiento: S1

L+S2.


111

111


8. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LÍQUIDO Y DE INSOLUBILIDAD EN ESTADO SÓLIDO Estos diagramas son similares a los anteriores pero al ser nula la solubilidad en estado sólido desaparecen las soluciones sólidas extremas y sus líneas de solvus. En las figuras siguientes se indican diferentes diagramas de este tipo con distintas evoluciones de las líneas de liquidus y solidus.

Estrictamente no puede hablarse de insolubilidad total entre dos metales, pero si la solubilidad es muy pequeña no resulta relevante considerar las soluciones sólidas extremas. Aunque se esté en este apartado describiendo los diagramas de insolubilidad total en estado sólido, y en el anterior los de solubilidad parcial también en estado sólido, son muy frecuentes aquellos que presentan solubilidad más o menos limitada del metal B en el A con formación de solución sólida extrema D y en los que, sin embargo, el metal A es insoluble en el B.

TFA

L TFB L+A E

L+B

TE A

B

+

+

E(A+B)

E(A+B)

A

e

B

o%B

Figura 8-1. Diagrama de solubilidad total en estado líquido e insolubilidad total en estado sólido con formación de eutéctico

112


112


TFA

L TFB L+A TFB

L+B L+A A + E(A+B)

A+B

A

A

e

B + E(A+B)

B

o%B

Figura 8-2. Diagrama de solubilidad total en estado líquido e insolubilidad total en estado sólido en el que el eutéctico es, prácticamente, un metal puro

El diagrama de la figura 8-2, por idéntico motivo al que se ha expuesto para la insolubilidad total, está simplificado; realmente – como se indica en el detalle – existe un eutéctico entre A y B pero tan próximo a la vertical de B puro que no interesa destacarlo.

TFB TFA

L

L+B

P L+A

L+C E C +

A

A

C

+

+

E(A+C)

E(A+C)

B

C

e

B

o%B

Figura 8-3. Diagrama de insolubilidad total en estado sólido con reacciones eutéctica y peritéctica


113

113


TFB L

TFA

L+B L+C E1

L+A

E2

L+C

B

C A

C

+

+

+

+

E2(C+B)

E2(C+B)

E1(A+C)

E1(A+C)

A

C

B

o%B

Figura 8-4. Diagrama de insolubilidad total en estado sólido con dos reacciones eutécticas y un compuesto de punto de fusión congruente

TFB L

P2

L+B

L + C2 P1 C2 L + C1 TFA

C1

+

+

B

C2 A + C1

A

C1

C2

B

o%B

Figura 8-5. Diagrama de insolubilidad total en estado sólido con dos reacciones peritécticas y formación de dos compuestos de punto de fusión incongruente

114

114



9. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD PARCIAL EN ESTADO LÍQUIDO Estos diagramas aparecen cuando los metales en estado líquido no son miscibles dentro de un campo de composición y temperatura determinado, sí siéndolo fuera de él. El campo de insolubilidad suele tener forma de cúpula, como indica la figura 9-1, a la que se llama cúpula o laguna de insolubilidad.

Desde luego, si no existe solubilidad total en estado líquido es poco probable que exista solubilidad, aún parcial, en estado sólido, siendo el caso más frecuente el de insolubilidad en estado sólido. Si existe solubilidad parcial en estado sólido suele estar restringida a la formación de una única solución sólida de solubilidad muy limitada.

El diagrama de la figura 9-1 representa el caso más habitual existiendo insolubilidad en estado sólido. La cúpula presenta un máximo para la llamada temperatura de cosolución Tc.

En el interior de la cúpula o laguna los líquidos L1 y L2 son inmiscibles, estando definidas sus composiciones y porcentajes por la regla de la horizontal. Para enfriamientos termodinámicos los dos líquidos tienden a separarse en capas superpuestas por su diferencia de densidad, mientras que al aumentar la temperatura tienden a igualarse sus composiciones lo que se alcanza a la temperatura Tc.

El líquido L1 varía su composición por la curva MTc, mientras que el L2 lo hace a través de NTc, fuera de la cúpula el líquido L es homogéneo.

Las aleaciones cuya composición esté comprendida entre P y N% de B dan la llamada reacción monotéctica a la temperatura de la isoterma PMN, siendo la reacción total para el punto monotéctico M: LM A + LN (F=3, V=0)


115

115


Tc

TFA

L

L1+L2 L+A

P

M

N L+A TFB E

TE A

L+B B

+

+

E(A+B)

E(A+B)

A

B

o%B

Figura 9-1 Diagrama de solubilidad parcial en estado líquido con reacción monotéctica

Las aleaciones hipomonotécticas, entre P y M, dan la reacción parcial con exceso de metal A: A + L A + LN mientras que las hipermonotécticas muestran un exceso de líquido: L1 +L2 A + LN

Por debajo de la temperatura monotéctica el líquido L se enriquece en metal B, solidificando como eutéctico a la temperatura TE.

El diagrama con transformación monotéctica más conocido quizás sea el Cu-Pb representado en la figura 9-2, en la que el punto del 99,94% es la composición del eutéctico, formado prácticamente por Pb puro.

116

116



Figura 9-2. Diagrama de equilibrio Cu-Pb

Los bronces especiales denominados cuproplomos, con contenidos inferiores al 45%Pb, son aleaciones muy empleadas para la fabricación de cojinetes que pueden trabajar ocasionalmente en condiciones de falta de lubricación, pues la elevación de temperatura motivada por el contacto directo de eje y cojinete funde el plomo que actúa entonces de lubricante. Sin embargo, la fabricación de estas aleaciones requiere técnicas especiales pues la solidificación según el diagrama termodinámico, conduce a una microestructura como la de la figura 9-3 (a), en la que el eutéctico, formado por Pb casi puro, orla los granos de Cu puro.

La resistencia mecánica, dada la disposición del plomo como constituyente matriz, es pequeña, e interesa que el plomo aparezca como pequeños glóbulos regularmente distribuidos sobre una matriz de Cu puro, ya que esta microestructura es la menos penalizada por la baja resistencia a la tracción del plomo, figura 9-3 (b).


117

117


Figura 9-3. Esquemas de:(a) Microestructura de equilibrio de la aleación Cu-30%Pb. (b) Microestructura industrial de la misma aleación

Las aleaciones hipermonotécticas con contenidos superiores al 45%Pb no se utilizan industrialmente pues, además de su escasa resistencia mecánica, su fabricación se complica por la tendencia a separarse los dos líquidos por su diferencia de densidad.

Algunos diagramas de solubilidad parcial en estado líquido, como el representado en la figura 9-4, muestran una cúpula abierta siendo los tramos superiores de ambas ramas discontinuos.

L TFA L1+L2

L+A

P

M

N L+A TFB E

TE A

L+B B

+

+

E(A+B)

E(A+B)

A

B

o%B

Figura 9-4 Diagrama con laguna de solubilidad abierta

118

118



Estas cúpulas, que no poseen temperatura de cosolución y permanecen abiertas, aparecen cuando la elevación de temperatura de los líquidos inmiscibles no conduce a su solubilización y sí a la formación de una emulsión.

No se estudia aquí la reacción sintéctica en la que L1+L2

S, muy infrecuente, y

asociada a la existencia de una laguna de solubilidad.

10. DIAGRAMAS DE INSOLUBILIDAD EN ESTADO LÍQUIDO Y SÓLIDO O DE INSOLUBILIDAD TOTAL El diagrama que refleja la insolubilidad total entre dos metales, tanto en estado líquido como sólido, es el de la figura 10-1.

A temperatura superior a TFA los dos líquidos insolubles se separan en dos capas por su diferencia de densidad, mientras que a temperaturas intermedias entre las de fusión de los dos metales la fase sólida decantará o flotará sobre la fase líquida según sean las densidades relativas.

A(l) + B(l) TFA

A(s) + B(l)

TFB

A(s) + B(s)

A

B

o%B

Figura 10-1. Diagrama de insolubilidad total



119

119

11. TRANSFORMACIONES EN ESTADO SÓLIDO En toda la exposición anterior se ha supuesto, por simplificar, que por debajo de la línea de solidus no existía ningún tipo de transformación, excepción hecha de la variación de solubilidad con la temperatura de las posibles soluciones sólidas – extremas o intermedias - existentes.

Sin embargo, son muy frecuentes las transformaciones en estado sólido y, generalmente, son más complejos los diagramas a temperaturas inferiores a las de solidus que a las superiores, por la variedad y complejidad de dichas transformaciones de fase. Estas transformaciones pueden clasificarse en tres tipos básicos: transformaciones alotrópicas, transformaciones por variación de solubilidad y transformaciones con reacciones. A continuación se estudiarán separadamente cada una de ellas y las formas características de las líneas de transformación.

11.1. Transformaciones alotrópicas Son numerosos los metales que presentan transformaciones alotrópicas de fase con o sin cambio de sistema cristalino y que conducen, por tanto, a diferentes propiedades físicas.

El hierro presenta, por ejemplo, cuatro variedades alotrópicas conocidas como FeD, FeD no magnético, también llamado FeE, FeJ y FeG. El FeD es de red C.C. y es magnético hasta los 768ºC en que se transforma en FeE o FeD no magnético con igual red C.C. A 906ºC el FeD no magnético se transforma en FeJ, amagnético, de red C.C.C. que, por último, cambia a los 1.401ºC a FeG débilmente magnético de red C.C. nuevamente.

El Co se presenta como CoH magnético y red tipo hexagonal hasta los 450ºC, temperatura a la que pasa a CoD de red C.C.C. conservando el magnetismo que pierde a los 1.115ºC al transformarse en CoE, aunque de igual red C.C.C..

120


120


Estas formas alotrópicas deben indicarse en la vertical correspondiente al metal puro del diagrama de equilibrio, así para el Fe y el Co se tendría:

Figura 11-1. Transformaciones alotrópicas del hierro y del cobalto

Naturalmente cada cambio alotrópico implica una isoterma en la curva de enfriamiento, pues F=2, C=1 y V=0.

Las transformaciones alotrópicas no sólo se presentan en el caso de metales puros sino, también, en el de compuestos definidos y soluciones sólidas.

Así, por ejemplo, la cementita de fórmula Fe3C, carburo de hierro tipo intersticial presenta a 210ºC un cambio alotrópico por el que pierde el magnetismo aún sin cambio de red cristalina.

Por último, las soluciones sólidas pueden dar lugar a transformaciones de fase por presentar reacciones de ordenación. En este caso la solución sólida, ya sea extrema o intermedia, presenta dos líneas, habitualmente muy próximas, que indican el principio y fin de la reacción de ordenación (figura 11-2), ya que la velocidad de enfriamiento no puede ser infinitamente lenta y existe, por tanto, un intervalo de temperaturas de ordenación. A veces, los diagramas sólo incluyen una curva por la proximidad de ambas.


121


121

J J+J´ J´

A

B

o%B

Figura 11-2. Reacción de ordenación en una solución sólida intermedia: J D J´O

11.2. Transformaciones por variación de solubilidad

Las transformaciones en estado sólido debidas a variación de la solubilidad se presentan por la dependencia de aquélla con la temperatura en las soluciones sólidas primarias o las intermedias, y ya han sido consideras a lo largo de la exposición.

El caso más habitual es el de la variación positiva, creciente, de la solubilidad con la temperatura para las soluciones sólidas extremas, aunque no es infrecuente el que la solubilidad presente un máximo de concentración de soluto para temperaturas intermedias entre la ambiente y la de la línea de solidus, siendo la solubilidad decreciente con la temperatura, negativa, para temperaturas superiores al máximo de solubilidad.

La variación de solubilidad con la temperatura reflejada en las líneas de solvus es la causa de la segregación.

Para el diagrama de solubilidad parcial en estado sólido con formación de eutéctico, de la figura 11-3, la segregación de cristales de fase E de la solución sólida D durante el

122

122



enfriamiento desde la temperatura T hasta la ambiente de la aleación de c%B, conduce a una microestructura similar a la de la figura 11-4.

TFB L

TFA

L+E L+D

D

E

p

T

E

D

+

+

+

E(D+E)

E(D+E)

D +

E

Am c

E

q

D

E d

e

n B

o%B

Figura 11-3. Segregación en un diagrama con eutéctico

Figura 11-4. Segregación de fase E de la solución sólida D Los cristales de la fase segregada E, nucleados en los límites de grano de la fase D, modifican la estructura de cristalización primaria surgida en la zona bifásica de L+D, por lo que a la segregación suele llamársele cristalización secundaria.


123


123

Sin embargo, la segregación de cristales de las fases D y E que se origina durante el enfriamiento desde TE para la aleación del d%B, no modifica la apariencia de la microestructura de solidificación, pues las fases D y E segregadas son indistinguibles de las fases D proeutéctica y D y E eutécticas, aunque la distinta relación de fases dé lugar a hablar de microconstituyente pseudoeutéctico.

11.3. Transformaciones con reacciones Se estudian en este apartado las transformaciones eutectoide y peritectoide, mientras que no se estudiará la transformación monotectoide o espinodal, muy infrecuente, y similar a la laguna de solubilidad en estado líquido pero ahora en estado sólido. 11.3.1. Transformación eutectoide La transformación eutectoide es similar a la eutéctica, de ahí su nombre, sin más que cambiar la fase líquida por una sólida: S1 S2 + S3 (F=3 , V=0)

los sólidos S2 y S3 pueden ser soluciones sólidas, metales puros o compuestos.

Al ser mucho menor el calor desprendido en las transformaciones en estado sólido que en las reacciones con intervención de líquido, las isotermas correspondientes a las reacciones eutectoides son netamente más cortas que las mesetas eutécticas y, al igual que en aquéllas, es aplicable el triángulo de Tamman para determinar la composición del punto eutectoide e. La figura 11-5 refleja, parcialmente, un diagrama con transformación eutectoide de la fase J. La apariencia micrográfica de los constituyentes eutectoides es también la de una mezcla fina de las fases que lo forman con morfología laminar, globular o acicular.

En el diagrama representado en la figura 11-5, la aleación hipoeutectoide de m%B antes de la temperatura Te está formada por las fases

y J y tiene un apariencia similar

a la de la figura 11-7(a), y al alcanzar Te la fase J se descompone por reacción

124

124



eutectoide en las soluciones extremas

y H, (J

+ H) y, supuesta estructura laminar,

la microestructura sería como la de la figura 11-7(b).

Figura 11-5. Eutectoide formado por las soluciones sólidas extremas (J G + H)

Figura 11-6. Eutectoide formado por la solución sólida extrema y un compuesto definido (J G + C)

De forma semejante a los eutécticos la microestructura eutectoide propia del enfriamiento lento termodinámico se puede modificar mediante tratamientos térmicos adecuados, siendo posible transformar la estructura laminar en globular, y viceversa,



125

125

según interese que predominen las propiedades de resistencia de la laminar o las plásticas de la globular, respectivamente.

Figura 11-7. (a) Microestructura de la aleación m%B del diagrama de la figura 11-5 a T>Te; (b) Microestructura a temperatura ambiente de la aleación m%B del diagrama de la figura 11-5

11.3.2. Transformación peritectoide Similar a la peritéctica pero entre fases en estado sólido: S1 + S2 S3 (F = 3, V = 0) siendo, nuevamente, las fases sólidas metales puros, soluciones sólidas o compuestos. Esquemas de reacciones peritectoides se encuentran en la figura 11-9 a, b y c.

Figura 11-9. (a) Reacción peritectoide entre soluciones sólidas: J+HG. (b) Reacción peritectoide entre solución sólida y compuesto definido: J+CG. (c) Reacción peritectoide entre metal puro y solución extrema: A+E J

126

126



12. DIAGRAMAS VERTICALES DE ENFRIAMIENTO LENTO El diagrama vertical de enfriamiento lento de una aleación binaria es una representación plana que proporciona para cada temperatura la proporción de fases, o bien de microconstituyentes, en equilibrio.

Su construcción implica el cálculo del porcentaje de fases o microconstituyentes existente a temperaturas infinitamente próximas, superior o inferiormente, a las de transformación de la aleación desde el estado líquido a la ambiente. Habitualmente se consideran rectas las líneas que unen los puntos representativos, aunque la evolución real responda a líneas curvas.

Como ejemplo se ha representado para el diagrama de la figura 12-1 el diagrama vertical de enfriamiento lento de fases para la aleación del 22%B.

Figura 12-1


127

127

Diagramas Binarios de Equilibrio. %L

22 20 100 45 20

8%

TºC

L

600 ºC (+) %D

45 22 100 45 20

92

92 %

600

80 D

%D

30 22 100 30 20

80 %

%J

22 20 100 30 20

20 %

%D

25 22 100 25 10

20 %

%J

22 10 100 25 10

80 %

%D

40 22 100 40 10

60 %

%G

22 10 100 40 10

40 %

%D

40 22 100 40 5

51, 42 %

%G

22 5 100 40 5

48 ,57 %

J

600 ºC (-) 20

60

D

G

300 ºC (+) 51,42

Figura 12-2 300 ºC (-)

20ºC

300


129

129

CAPÍTULO 6: SOLIDIFICACIÓN

6. SOLIDIFICACIÓN

1. SOLIDIFICACIÓN REAL En la solidificación real influyen un conjunto de factores como la presencia de partículas insolubles en el líquido, gradientes térmicos, velocidad de extracción del calor, etc.

En particular, el número de átomos necesarios para formar un núcleo de tamaño crítico es menor cuando el germen de cristalización es una partícula insoluble, hablándose entonces de solidificación heterogénea. Ésta conduce a una multiplicación del número de núcleos y, por tanto, a un menor tamaño de grano, lo que permite aumentar tanto la resistencia como la tenacidad del metal. En la práctica la adición intencionada de partículas sólidas al metal líquido, llamadas agentes nucleantes, se utiliza con objeto de afinar el grano y aumentar así las propiedades mecánicas.

Figura 1-1. Crecimiento dendrítico. (A.P.Guliáev) Las particulares condiciones térmicas de solidificación de los lingotes industriales, de centenares de kilos a varias toneladas, son también causa de estructuras de solidificación alejadas del modelo teórico; así la existencia de gradientes de

130

130



temperatura justifica el crecimiento rápido de los núcleos en ciertas direcciones dando lugar a cristales arborescentes, llamados dendritas, con diferentes velocidades de crecimiento en las tres direcciones del espacio (figura 1-1). El enfriamiento lento da lugar a dendritas de grandes dimensiones, como la conocida dendrita de Chernov (figura 1-2), encontrada en un gran lingote de acero de 100 tm (en realidad se trata de dos dendritas paralelas unidas por sus bases de cerca de 40 cm de longitud). Los lingotes usuales proporcionan dendritas de longitud del orden de las decenas de milímetro y para metales pulverizados enfriados muy rápidamente no superan los 100 Pm de longitud.

Figura 1-2. Dendrita de Chernov. (A.P.Guliáev)

Por último, conviene destacar que cuando la velocidad de enfriamiento de una aleación en estado líquido supera un cierto valor y se evita la nucleación, se obtiene un sólido en estado amorfo, llamado “metal vítreo”, cuyas propiedades son del más alto interés en aplicaciones especiales. Sin embargo, el diámetro máximo de estos metales


131

131

ϔ×Ǥ

vítreos está limitado por las altas velocidades de enfriamiento necesarias, del orden de 106 ºC/s.

2. HETEROGENEIDAD MENOR 2.1. Heterogeneidad menor en el caso de solubilidad total La existencia de dominios bifásicos en los que coexisten un sólido y un líquido conduce a que la solidificación de un líquido homogéneo dé lugar a un sólido heterogéneo químicamente.

Considérese el diagrama binario de equilibrio de solubilidad total representado en la figura 2-1, y supóngase difusión perfecta en el líquido y nula en el sólido D, lo que no se aleja mucho de las condiciones existentes en la solidificación industrial, mientras que la solidificación en condiciones de equilibrio termodinámico exige difusión perfecta en ambas fases. L

TL P

T

S

R R´

L+D

TSt TSr D

A

mf

m

mpm´ mi B

Figura 2-1. Heterogeneidad menor en el caso de solubilidad total

La aleación del m%B proporciona a la temperatura TL una primera partícula sólida de composición mi; a la temperatura T intermedia entre las de liquidus y solidus el

132


132


cristal tiene una composición que varía desde mi en el centro hasta mp en la periferia, al no haber difusión en el sólido, siendo m´ la composición media del cristal formado a dicha temperatura T. El punto representativo del sólido fuera de equilibrio formado no es R sino R´, es decir, la línea de solidus fuera de equilibrio no es la SR sino la SR´, lo que implica la existencia de una mayor cantidad de fase líquida con respecto a la obtenida en equilibrio:

% líquido en equilibrio = RT 100 ; % líquido fuera del equilibrio = RP

R cT R cP

100

Al alcanzar la temperatura teórica de solidificación TSt existe aún líquido por solidificar por lo que la temperatura real de solidificación TSr es menor y la última partícula sólida tendrá la composición mf. La composición del cristal variará pues entre mi y mf.

La curva real de solidificación, cuando la difusión no es nula en el sólido pero tampoco infinita, estará situada intermedia entre las SRTSt y SR´TSr, pero siempre se apartará tanto más de la teórica cuanto más baja sea la temperatura, ya que la difusión es menor.

Esta heterogeneidad química que presentan los granos de una solución sólida, revelable microscópicamente por la distinta coloración que presentan entre el núcleo y la periferia tras el ataque químico, efecto denominado “coring”, se conoce también como microsegregación o segregación dendrítica.

El efecto de la velocidad de enfriamiento sobre la microsegregación no es fácilmente evaluable pues la difusión depende no sólo de la temperatura, sino también del camino a recorrer y los granos son más pequeños al aumentar la velocidad de enfriamiento, por lo que las distancias a recorrer son menores. En cualquier caso, cara a disminuir la microsegregación es preferible una velocidad de enfriamiento rápida que proporcione granos finos y efectuar, posteriormente, un calentamiento a temperatura próxima pero inferior a TSr y mantenimiento prolongado de varias horas, con objeto de homogeneizar por difusión químicamente los granos. Este tratamiento se conoce como recocido de homogeneización.


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133

El peligro de los recocidos de homogeneización es utilizar una temperatura superior a la TSr, desconocida en la práctica, pues se produciría el “quemado” de la aleación, consistente en la aparición de líquido en los bordes de los granos, de menor temperatura de fusión, intermedia entre TSr y TSt, su oxidación durante el mantenimiento y la consiguiente desagregación de la aleación por la retícula de óxido obtenida tras el enfriamiento a temperatura ambiente.

Para aleaciones forjables la conformación en caliente permite una mejor reducción de la heterogeneidad menor pues, además de eliminar la microporosidad típica de los productos fundidos, afinar el grano, etc., se rompe la estructura dendrítica disminuyendo las distancias a recorrer por difusión.

2.2. Heterogeneidad menor en el caso de solubilidad parcial con reacción eutéctica Va a estudiarse ahora la microsegregación en el caso de una solución sólida extrema que presenta una reacción eutéctica (figura 2-2).

Una aleación con el x%B presentará una curva real de solidificación como la ST E, siendo su temperatura real de solidificación TE en vez de TSt. En el enfriamiento la aleación proporciona a temperatura TE eutéctico orlando los granos de la solución sólida D, en vez de la microestructura de equilibrio formada por D y E (figura 2-3 a y b).

Si el recocido de homogeneización se efectuara ahora a temperatura superior a TE, aunque inferior a TSt, se producirá el “quemado” de la aleación al fundir el eutéctico. Para obtener la microestructura de equilibrio debería efectuarse un doble recocido de homogeneización: uno primero a temperatura próxima pero inferior a TE cuya finalidad es disolver el eutéctico en la solución sólida D y otro segundo, sin enfriamiento intermedio, a temperatura entre TE y TSt para homogeneizar los granos de la solución sólida D. El enfriamiento lento desde esta temperatura conduciría a la segregación de E a temperatura inferior a la del solvus.

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134



TFA

L TL

S

TFB L+D L+E

E

TSt TE TE m

D

D

E

+

+

E(D+E)

E(D+E)

D+E

D+E

A

p

x

E

n

e

q

B

o%B

Figura 2-2. Microsegregación en diagrama con eutéctico

(a)

(b)

Figura 2-3. Esquemas de: (a) Estructura real de la aleación x%B (b) Estructura de equilibrio de la aleación x%B


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135

135

3. HETEROGENEIDAD MAYOR Es fácil comprender que si la solidificación de una solución sólida partiendo de un líquido homogéneo conduce a una heterogeneidad química a escala microscópica (granos más ricos en su interior en el metal de mayor punto de fusión), mayor será aún la heterogeneidad química a escala macroscópica del lingote, cuando ni siquiera puede garantizarse la homogeneidad térmica y química del metal líquido. Esta heterogeneidad química se conoce como heterogeneidad o segregación mayor y su importancia en la calidad de las aleaciones es considerablemente superior a la heterogeneidad menor estudiada anteriormente.

El origen de la heterogeneidad mayor, supuesto inicialmente un líquido homogéneo químicamente, está en que no todos los puntos del lingote solidifican al mismo tiempo, y durante la solidificación hay un desplazamiento relativo de las fases de origen distinto: desplazamiento por difusión en la fase líquida y desplazamiento mecánico de fases en distinto estado de agregación.

a) Desplazamiento por difusión en la fase líquida

En el lingote existen dos gradientes de temperatura, uno horizontal y otro vertical, aunque para lingoteras de altura muy superior a su diámetro puede suponerse que el gradiente vertical es muy pequeño y la cesión de calor sólo se produce en el sentido radial. Este gradiente térmico conduce a una heterogeneidad en el líquido, enriqueciéndose éste en elementos que hacen descender la temperatura del liquidus en las zonas centrales del lingote que solidifican en último lugar.

Esta segregación producida mientras hay continuidad en la fase líquida se conoce como segregación normal, radial o centrípeta, y es tanto mayor cuanto mayor sea el lingote y más lenta, por consiguiente, la solidificación.

La segregación normal justifica que la corteza exterior de los lingotes de acero, de solidificación prácticamente instantánea, tengan la composición del líquido; luego contiguos a la corteza aparecen los llamados “contornos de solidificación”, claramente

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visibles en la macrografía de la sección transversal del lingote, y cuya forma sigue aproximadamente el perfil de la lingotera, siendo su anchura del orden de los centímetros para lingotes grandes de varias toneladas. Estos contornos tienen mayor contenido de carbono según son más próximos al eje vertical del lingote, ya que el punto de solidificación del acero disminuye al aumentar su contenido en carbono.

La segregación

de los diferentes elementos se mide a través del índice de

segregación, Is , definido por : Is

x xa 100 xa

siendo x el contenido porcentual del elemento en un cierto punto y xa el contenido del elemento en la aleación.

La segregación en el caso de los aceros, en orden decreciente, es la siguiente: S-NSn-As-P-C-Mo-Cr-Si-Mn-Ni, que puede alcanzar valores entre 4,5 para el azufre, 2,5 para el molibdeno y 1,10 para el níquel.

b) Desplazamiento mecánico de fases en distinto estado de agregación

b.1) Desplazamiento del sólido en el líquido

Según avanza la solidificación, y cuando todavía es mayoritaria la fase líquida, los cristales inicialmente formados, más densos que el líquido en el caso del acero, decantan arrastrando en su caída las partículas solidificadas a más alta temperatura, lo que justifica que el pie del lingote sea más pobre en carbono que el líquido y que contenga numerosas inclusiones no metálicas de alto punto de fusión.

Esta segregación se llama vertical y el hecho de que sea de tipo ascendente o descendente depende de las densidades relativas del sólido y el líquido. Así, por ejemplo, en el caso de las aleaciones Cu-30%Pb el líquido rico en plomo presenta una densidad superior a la de los cristales ricos en cobre solidificados primeramente, por lo que éstos flotan en aquél, lo que supone un gran inconveniente en la fabricación que requiere técnicas especiales de colada.


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b.2) Desplazamiento del líquido en el sólido

Cuando la solidificación está muy avanzada, y es mayoritaria la fase sólida, el líquido puede moverse entre los cristales sólidos debido a diferentes causas: acción de gases, fenómenos de capilaridad a través de microgrietas de contracción, etc.

Este líquido rico en elementos que hacen descender el punto de fusión puede enriquecer las zonas solidificadas en primer lugar, operando en sentido contrario al de la segregación normal o radial, por lo que se conoce como segregación inversa. Incluso puede manifestarse esta segregación inversa en el exterior del lingote. Este es el caso de los bronces, aleaciones Cu-Sn, en los que el líquido muy rico en Sn puede aparecer en forma de manchas superficiales de color gris metálico, fenómeno conocido como “sudor del estaño”, y que obliga al amolado superficial del lingote para eliminar esta segregación indeseable.

La segregación inversa puede ser prácticamente nula cuando la evolución de gases durante la solidificación es muy pequeña y cuando la aleación no presenta contracción de solidificación, pues en este caso la aspiración del líquido por capilaridad a través de las microgrietas de contracción es nula; un ejemplo son las aleaciones de bismuto que no presentan contracción sino dilatación al solidificar.

En general, es difícil predecir el índice de segregación que se va a producir en la colada de un lingote por la cantidad y complejidad de los factores que intervienen: composición de la aleación, tamaño y forma de la lingotera, temperatura y velocidad de colada, tipo de colada (directa o en sifón), desprendimiento de gases durante la solidificación, agitación del líquido, descentrado del chorro de colada, etc., etc., pero su cuantificación es de la máxima importancia para la obtención de productos de mayor isotropía y mejores respuestas mecánicas.

En cualquier caso, la segregación mayor es disminuida aumentando la velocidad de solidificación y escogiendo aleaciones

que presenten pequeño intervalo de

solidificación, y aunque los tratamientos de conformado en caliente reducen sus efectos, estos son siempre inevitables.

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4. HETEROGENEIDAD ESTRUCTURAL A escala macroscópica no solamente se obtiene una heterogeneidad química justificada por la segregación mayor estudiada anteriormente, sino una heterogeneidad estructural resultante del distinto tamaño y orientación de las dendritas según su posición en el lingote.

Nuevamente, como en la heterogeneidad mayor, si todos los puntos solidificasen al mismo tiempo se obtendría una estructura formada por granos equiáxicos con orientaciones cristalográficas aleatorias en cada uno de ellos, pero la existencia de gradientes térmicos y, por tanto, de isotermas de solidificación en el lingote da lugar a un crecimiento preferencial de las dendritas perpendicularmente a las superficies isotermas, lo que se traduce en que la macrografía de la sección longitudinal del lingote permita distinguir tres zonas distintas con estructuras perfectamente diferenciadas:

a) Zona cortical

Para un lingote de acero de 4 toneladas esta zona tiene un espesor del orden del centímetro y en ella los granos son finos, por la alta velocidad de enfriamiento, equiáxicos y con orientaciones cristalográficas aleatorias. En esta zona, de solidificación prácticamente instantánea, no existe segregación mayor y su composición química es prácticamente la del líquido.

b) Zona de dendritas orientadas o columnares

Las dendritas se disponen orientadas con el eje mayor perpendicular a la pared de la lingotera, según el sentido del gradiente térmico. Los granos son ahora más gruesos por la menor velocidad de enfriamiento y de mayor punto de fusión que los del interior. Para el lingote de 4 toneladas el espesor de esta zona es del orden de 4 cm.

El tamaño de los cristales columnares depende de la composición del metal, agentes nucleantes,

sobrecalentamiento del líquido, tamaño y forma del lingote,

espesor y temperatura de las paredes de la lingotera, velocidad de colada, etc.


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La estructura columnar es indeseable cara a la anisotropía de propiedades que comunica al metal y a su peor conformabilidad por forja o laminación, pues pueden aparecer grietas durante el conformado paralelas al eje mayor de los cristales columnares. Sin embargo, la obtención de piezas con estructura columnar completa, mediante técnicas de solidificación dirigida, es muy conveniente para el trabajo a fluencia, cuando la orientación de las dendritas es la misma que la dirección del esfuerzo mecánico, o bien cuando se pretende obtener una marcada anisotropía, por ejemplo, la anisotropía magnética en imanes para reducir los problemas de apantallamiento magnético entre imanes próximos.

c) Zona de granos equiáxicos

Según disminuye el gradiente térmico hacia el interior del lingote los granos solidificados carecen de ejes preferenciales y son de tipo equiáxico, siendo más ricos en elementos que disminuyen el punto de fusión.

En la figura 4-1 se representa la macrografía de las secciones longitudinal y transversal de un lingote de acero.

Figura 4-1. Macrografías de las secciones longitudinal y transversal de un lingote de acero. (A.P.Guliáev)

La existencia o no del “rechupe” en la parte superior del lingote, originado fundamentalmente por la contracción asociada al cambio de estado, depende de la disposición de colada y del tipo de acero (contenido en carbono, gases disueltos, etc.).

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La heterogeneidad estructural obtenida en el lingote es modificada por el conformado en caliente (forja, laminación, etc.) de forma que las dendritas se alargan en la dirección de la deformación y se convierten en “fibras”, adquiriendo el metal una anisotropía que hace que la resistencia mecánica en el sentido del fibrado sea superior a la del sentido transversal.

En la figura 4-2 se aprecia la macroestructura de un gancho forjado en el que se revela el fibrado.

Figura 4-2. Macroestructura de un gancho forjado en el que se revela el fibrado


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CAPÍTULO 7: CARACTERIZACIÓN MECÁNICA

7. CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALESDE LOS METALES

1. INTRODUCCIÓN En la mayoría de las ocasiones, los materiales metálicos se emplean con fines estructurales. Es decir, los componentes fabricados con metales deben responder de forma adecuada a determinadas solicitaciones mecánicas. La expresión responder de forma adecuada puede entenderse en muy diferentes sentidos. Así, en muchos casos, significa no fallar en servicio pero en otros como, por ejemplo, un fusible mecánico, puede significar lo contrario. En múltiples aplicaciones el factor que limita la vida útil de un componente no es su fractura, si no que puede ser cierto grado de desgaste o el desarrollo de una grieta de cierto tamaño.

El abanico de posibilidades se abre más aún cuando se considera la naturaleza de las solicitaciones mecánicas que deben ser soportadas. Éstas pueden ser constantes en el tiempo o variables y, en este último caso, la velocidad de variación puede ser reducida o elevada, puede actuar de forma localizada o distribuida en el material y la distribución de esfuerzos puede ser uniforme o no.

A toda la casuística anterior hay que añadir la que surge de la consideración de otras etapas de la vida de una pieza como, por ejemplo, su conformación. En ciertos procesos de fabricación se confiere la forma a los productos metálicos por deformación plástica. Para determinar cuáles son las condiciones óptimas de trabajo en estos casos, es necesario conocer cuál es la relación entre los esfuerzos que se aplican y las deformaciones que se producen y cuál es la máxima deformación que admite el material sin llegar a romper.

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CAPÍTULO 7: CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES


2. ENSAYO DE TRACCIÓN Este ensayo permite obtener información sobre la capacidad de un material para soportar la acción de cargas estáticas o de cargas que varían lentamente a temperaturas homólogas (cociente entre las temperaturas de ensayo y de fusión) que, aproximadamente, son inferiores a 0,5.

Como los componentes metálicos se proyectan en la mayoría de las ocasiones para trabajar en estas condiciones, probablemente el ensayo de tracción es el más utilizado para caracterizar el comportamiento mecánico de un material metálico.

El ensayo se realiza alargando una probeta de geometría normalizada con longitud inicial L0 que se ha amarrado entre las mordazas de una máquina según se puede ver de forma esquemática en la figura 2.1.

Figura 2-1. Representación esquemática del funcionamiento de una máquina para ensayos de tracción

Una de las mordazas de la máquina está unida al cabezal móvil y se desplaza respecto a la otra con velocidad constante durante la realización del ensayo. Las


Caracterización Mecánica de los Metales.

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máquinas de ensayo disponen de sistemas de medida, células de carga y extensómetros, que permiten registrar la fuerza aplicada y la deformación producida mientras las mordazas se están separando. La curva tensión-deformación resultante del ensayo se construye representando la tensión, V, que es la razón de la fuerza aplicada a la sección recta inicial de la probeta, S0, frente al alargamiento, H, que se define como la extensión porcentual referida a la longitud inicial: 100 (L – L0)/L0. Las curvas esfuerzo-deformación que se han representado en la figura 2-2 son características de los materiales metálicos. Algunas de las propiedades más importantes que se pueden medir a partir de estas curvas son: x

El tramo inicial de la curva, que generalmente es recto, da información sobre el comportamiento elástico del material, es decir sobre la relación entre esfuerzos y deformaciones cuando éstas son recuperables. La pendiente del tramo inicial de la curva, que se conoce como módulo elástico o módulo de Young, E, es una medida de la rigidez del material. De dos piezas con la misma geometría, sometidas a la misma solicitación mecánica, y fabricadas con diferentes materiales, que trabajan dentro del campo elástico, aquélla con mayor módulo será la que presente menores deformaciones.

Figura 2-2. Curvas esfuerzo-deformación típicas de materiales metálicos. La explicación de los símbolos se incluye en el texto

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144 x


El límite elástico Rp es la tensión mínima que hay que aplicar para que aparezcan deformaciones permanentes en el material. Cuando las curvas son del tipo de la que aparece en la figura 2-2(b) se define un límite elástico aparente que puede coincidir con el límite superior de cedencia, ReH, o con el límite inferior de cedencia, ReL. Esta propiedad juega un papel de gran importancia en el proyecto mecánico porque, en la gran mayoría de las ocasiones, las piezas se calculan para que no sufran deformaciones permanentes en servicio y, en consecuencia, se debe garantizar que las tensiones que actúan cuando la pieza trabaja no superan el límite elástico.

Como ya se ha apuntado en capítulos previos el límite elástico de un metal es función de su estructura. Cualquiera de los mecanismos de endurecimiento que se han descrito con anterioridad (formación de solución sólida, control del tamaño de grano, maduración, acritud o aparición de ciertas fases metaestables) se pueden emplear para controlar el límite elástico de una aleación metálica. x

La resistencia a la tracción, Rm, coincide con el valor máximo del esfuerzo y es la tensión que hay que aplicar para que se produzca la rotura de la probeta en las condiciones del ensayo. Mientras la tensión aplicada es inferior a Rm, la deformación es uniforme pero al alcanzar esta tensión comienza a desarrollarse un cuello en la probeta. La reducción localizada de sección hace que la tensión que actúa en esa sección crezca localmente lo que provoca un nuevo aumento del alargamiento en la zona del cuello con la consiguiente caída de la tensión nominal. Este proceso continúa hasta que la sección no es capaz de seguir deformándose y se produce la fractura. Como la resistencia a la rotura es, en general, una función creciente del límite elástico para cada una de las familias de aleaciones metálicas, la influencia que los diferentes parámetros estructurales ejercen sobre la resistencia a la tracción es similar a la que ejercen sobre el límite elástico. La carga de rotura es una propiedad que también se puede utilizar para el cálculo de piezas que trabajan sometidas a esfuerzos aunque, en la actualidad, se tiende a emplear preferentemente el límite elástico.

x

El alargamiento a la rotura, At ,es la extensión que presenta la probeta tras el fallo. Esta propiedad es una medida indirecta de la ductilidad del material. Un


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alargamiento a la rotura elevado es una propiedad deseable porque los materiales con esta propiedad admiten deformaciones plásticas importantes cuya observación, en muchas ocasiones, permite adoptar medidas correctoras con anterioridad a la fractura. Además, el alargamiento a la rotura es también un indicador de la capacidad del material para ser conformado por deformación a la temperatura de ensayo. x

La estricción, Z, es la relación entre las áreas de las secciones rectas de rotura e inicial. La estricción está relacionada con el alargamiento a la rotura de modo que cuando éste crece, aquélla aumenta.

La tabla 2-1 que aparece a continuación muestra los valores de las propiedades que se obtiene en ensayos de tracción a temperatura ambiente para algunas aleaciones metálicas importantes entre las que se incluyen los aceros, las aleaciones de base cobre, aleaciones ligeras y las aleaciones que presentan los valores de rigidez más elevados, las de wolframio, y más reducidos, las de plomo. La gran amplitud de los intervalos es consecuencia de que los valores de las distintas propiedades son función de la estructura del metal que se ensaya (composición química, naturaleza, proporción y distribución de los constituyentes presentes, tamaño y morfología de grano, ...).

Tabla 2-1. Valores resultantes de los ensayos de tracción para algunas aleaciones metálicas

Aleaciones de Aleaciones de Aleaciones de Aleaciones de Aleaciones de Aceros Aleaciones de

plomo magnesio aluminio cobre ti tanio wolframio

Límite elástico (MPa) 5-75 70-425 30-300 30-1100 175-1200 150-2250 450-3500

Rm (MPa)

At (%)

10-90 150-475 6 0-600 10 0-1250 24 0-1625 25 0-2500 65 0-4000

3-70 3-20 1-40 1-40 1-40 0,5-70 0,5-25

Las máquinas que se utilizan para llevar a cabo los ensayos de tracción disponen de un conjunto muy amplio de accesorios que permiten la aplicación de solicitaciones de diferente naturaleza y la realización de ensayos de muchos otros tipos como, por ejemplo, compresión, flexión, plegado, cortadura, etc. Por esta razón, estos equipos se

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conocen con el nombre de máquinas universales de ensayo o dinamómetros universales.

3. ENSAYOS DE DUREZA La dureza de un material es una propiedad tan fácil de apreciar como difícil de definir. En muchos textos aparece definida como una medida de su resistencia a la deformación permanente o al daño. Una cuestión que surge inmediatamente a partir de esta definición es cuál es el tipo de deformación o daño que nos interesa, pregunta cuya respuesta tiene, en principio, una componente subjetiva muy importante. Para ilustrar la afirmación anterior se va a considerar un ejemplo sencillo: la fabricación de un engranaje. El mecánico que va a tallar el engranaje inevitablemente asociará dureza a facilidad de mecanizado, el usuario pensará en resistencia al desgaste mientras que el técnico que lo proyectó ha debido considerar ambos extremos.

De acuerdo con lo anterior, la determinación precisa de la dureza de un material depende del método de medida, es decir, del modo en que el material se deforma durante el ensayo. Entre los métodos que se pueden emplear para la medida de dureza de materiales metálicos, los más habituales son los de penetración estática. En estos ensayos se apoya un penetrador de geometría normalizada sobre la superficie del material a ensayar bajo la acción de una carga prefijada y la dureza se determina en función de las dimensiones de la huella producida.

El más antiguo de los ensayos de este grupo es el Brinell que data de 1.900. El penetrador Brinell es una esfera de carburo de wolframio y la dureza, HB, se define como la presión media ejercida por el penetrador expresada en kg/mm2. Es decir, la dureza se calcula como el cociente entre la carga, P, y el área de contacto, que se puede calcular como función del diámetro de la bola, D, y del de la huella, d, llegándose a la expresión que se recoge en la figura 3-1.

En 1920 se propuso un ensayo alternativo al descrito, el ensayo Vickers, que utilizaba un penetrador fabricado en diamante con forma de pirámide recta de base cuadrada en la que las caras opuestas forman un ángulo de 136°. El ángulo entre las caras de la pirámide Vickers se escogió para garantizar que los valores de la dureza



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obtenidos resulten muy próximos a los del ensayo Brinell. La realización del ensayo es análoga a la del ensayo Brinell y la dureza, HV, que se define también como la presión media en kg/mm2 sobre el área de contacto, se calcula por medio de la expresión: HV = 2.sen 68°. P/d2 = 1,854 . P/ d2

donde P es la carga aplicada y d es la diagonal de la base de la huella.

Figura 3-1. Para medir la dureza en el ensayo Brinell se apoya la bola de diámetro D sobre el material a ensayar bajo la acción de la carga P (a). Tras retirar la carga, se mide el diámetro d de la huella (b) y la dureza se calcula por medio de la expresión que aparece recuadrada

Un tercer método de medida de dureza por penetración estática que se emplea para caracterizar materiales metálicos es el ensayo Rockwell. Para comenzar el ensayo se apoya el penetrador sobre la superficie de la muestra a ensayar bajo la acción de una precarga F0 que, en todos los casos, es de 10 kg. Como consecuencia de esto, el penetrador se introduce en el material hasta una profundidad h0. A continuación, se añade una carga F1, se deja actuar la carga total durante algunos segundos y, finalmente, se retira la última carga aplicada manteniendo la precarga. Al terminar este proceso, el penetrador habrá profundizado en la muestra hasta una distancia h0 + e,

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midiéndose la dureza como función de la distancia e expresada en mm. Existen distintos tipos de ensayos Rockwell que difieren en la forma del penetrador, en el valor de las sobrecargas F1 que se aplican y en el modo de calcular la dureza. Estos procedimientos se identifican por una letra que se escribe tras las iniciales HR y los más utilizados son el HRC y HRB, el primero para materiales duros y el segundo para blandos. La elección de un método u otro de ensayo depende de la naturaleza del metal a ensayar y de las dimensiones de la muestra ya que la profundidad de penetración depende de las condiciones del ensayo.

Los valores de dureza Rockwell no se pueden convertir directamente a los valores de durezas medidos por otros procedimientos ya que al ser diferente la forma de hacer la huella, la distribución de esfuerzos varía de unos métodos a otros y, en consecuencia, las durezas resultantes corresponderán a distintos grados de endurecimiento por deformación.

Para interpretar qué es lo que se está midiendo en un ensayo de dureza es importante tener presente que las huellas que se producen en estos ensayos tienen profundidades que van desde unos pocos micrómetros, en ensayos de microdureza Vickers (ensayos con carga que no llega al kg), hasta algo menos de un milímetro en un ensayo Brinell con bola de 10 mm de diámetro. Como la carga aplicada está soportada por el material que se encuentra en las proximidades de la huella a una distancia que es inferior a unas pocas veces la profundidad de la huella, el resultado de la medida es de carácter local. Para muestras homogéneas, los ensayos de dureza aportan información sobre las características del material y la dureza se puede correlacionar con algunas de sus propiedades. Así, por ejemplo, para un material plástico ideal, modelo que describe satisfactoriamente el comportamiento de muchas aleaciones metálicas, se cumple la ley de Tabor:

HB (HV)

0,3 Rm (MPa)

En la tabla que se encuentra al final del capítulo, se relacionan las durezas HB, HRC, HRB, HV y la resistencia a la tracción Rm para aceros de baja o media aleación.



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4. ENSAYOS DE RESILIENCIA Los ensayos de resiliencia tienen por finalidad medir la resistencia al choque de un material. El método que se emplea con más frecuencia para obtener este tipo de medidas es el ensayo de flexión por choque, para el que se emplea el dispositivo conocido como péndulo Charpy que se muestra en esquema en la figura 4-1(a). Para la realización del ensayo, se sitúa una probeta de geometría normalizada sobre el bloque de apoyo marcado con la letra A según se muestra en la figura 4-1(b) y, a continuación, se deja caer una maza (B) con masa m desde una altura h0 que debe romper la probeta al percutir contra ella. Si el péndulo alcanza en su posterior movimiento ascendente una altura máxima h, la energía absorbida en el proceso de fractura resulta m·g·(h0 – h) donde g es la constante de gravedad. La resistencia al impacto del material que se ensaya se puede medir tanto por el valor de la energía absorbida en el choque, como por el cociente entre este valor y el área de la sección recta de la probeta.

Las probetas normales son prismáticas con sección recta cuadrada de 10 mm de lado y una longitud de 55 mm. En el punto medio de su longitud presentan una entalla que, en la mayoría de las ocasiones, tiene forma de U o de V. La finalidad de estas entallas es la de simular las condiciones más desfavorables que se puedan dar en servicio: el ensayo se realiza bajo la acción de cargas que varían rápidamente en el tiempo, en presencia de un concentrador de tensiones y con una distribución triaxial de tensiones.

Evidentemente, los resultados del ensayo deben depender del tipo de entalla y, en consecuencia, ha de hacerse constar la geometría junto con los valores obtenidos. Con este fin, los resultados del ensayo se expresan tanto por la energía absorbida expresada en julios seguida de las siglas KU o KV, según se empleen probetas con entalla en U o en V, como por el valor de la energía por unidad de superficie expresado en J/cm2 seguido de las letras KCU o KCV.

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Figura 4-1. Esquema de un péndulo Charpy (a) y detalle de la probeta (b)

Los resultados experimentales demuestran que la fractura de los materiales metálicos en el ensayo Charpy se puede producir según dos mecanismos claramente diferenciados: la fractura frágil y la dúctil. Desde un punto de vista macroscópico, ambos comportamientos se diferencian en la extensión de la deformación plástica que precede a la fractura. Así, se habla de fractura dúctil cuando la deformación plástica previa es importante, mientras que se emplea el término fractura frágil para referirse a aquellos procesos en que el fallo se produce sin deformación apreciable.

El mecanismo de fractura en aleaciones metálicas está ligado a su estructura cristalina según se ilustra en la figura 4-2. Así, los metales con estructura C.C.C. suelen presentar valores elevados de la energía absorbida en la fractura y un comportamiento dúctil, mientras que aquéllos con estructura H.C. presentan, generalmente, fracturas frágiles y valores reducidos de la energía absorbida. Especial atención merece el caso de las aleaciones metálicas con estructura C.C. ya que estos materiales presentan uno u otro comportamiento dependiendo de la temperatura. A temperaturas relativamente elevadas, los metales C.C. se comportan como dúctiles y, a temperaturas reducidas, son frágiles. La transición entre ambos tipos de comportamiento se produce en un intervalo de temperaturas más o menos estrecho, en el que se forman superficies de fractura con texturas intermedias entre las correspondientes a los dos casos extremos. Para estos materiales se puede definir una temperatura de transición que separa



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ambos tipos de comportamiento atendiendo a diversos criterios como puede ser, por ejemplo, un valor dado de la energía absorbida (normalmente 20 J).

Figura 4-2. Curvas de variación con la temperatura de la energía absorbida en la fractura de una aleación con estructura H.C. (la de magnesio), de otra con estructura C.C.C. (el latón) y una tercera C.C. (el acero)

5. ENSAYOS DE FATIGA En muchas aplicaciones de interés técnico un componente estructural ha de trabajar sometido a la acción de cargas oscilantes de diferente naturaleza (tracción, compresión, torsión, flexión, ...), con un valor inferior al necesario para llegar a producir la deformación plástica en condiciones de carga estática. La experiencia demuestra que bajo estas solicitaciones que se dan, por ejemplo, en el funcionamiento de máquinas alternativas o en el caso de elementos estructurales sometidos a vibraciones, se puede producir la rotura como consecuencia del proceso que se conoce con el nombre de fatiga. Como estas condiciones de carga son relativamente frecuentes, es necesario conocer cuál es la respuesta de un metal sometido a la acción de cargas moderadas que varían en el tiempo, finalidad para la que se han desarrollado los ensayos de fatiga.

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Para analizar los resultados de los experimentos se suelen trazar curvas donde se representa la tensión máxima aplicada frente al número de ciclos necesarios para producir la fractura. Estas curvas son conocidas como curvas de Wholer y resultan similares a la de la figura 5-1. Esta figura muestra que un material sometido a cargas fluctuantes, cuya magnitud es inferior a su resistencia a la tracción, puede llegar a la fractura siempre que los esfuerzos se apliquen durante un número de ciclos suficientemente elevado.

Figura 5-1. Curva de Wholer para un acero de baja aleación

Antes de entrar a discutir estas curvas conviene señalar que las medidas que resultan de los ensayos de fatiga son las que presentan mayor dispersión entre todas las resultantes de los ensayos mecánicos descritos con anterioridad. Así, si se cuantifica la variación de una medida por el cociente entre la desviación típica y el valor promedio obtenido, para el límite elástico se obtienen valores del 3%, para la dureza y la resistencia a la tracción del 5% mientras que para la fatiga raramente se baja del 10%. Por esta razón la curva realmente corresponde a algún promedio de los resultados de varios experimentos. Una consecuencia importante de lo anterior es que, en problemas cuyos datos proceden de ensayos de fatiga, las decisiones deben tomarse atendiendo a criterios probabilísticos.

La forma de la curva de Wholer depende de la naturaleza del metal ensayado y así, en el caso particular de los aceros no aleados y de los aceros de baja aleación, aparecen curvas como la de la figura 5-1 con un tramo terminal que resulta ser



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horizontal. En este caso se define el límite de fatiga, Ve, como el valor máximo de la tensión aplicada para el cual no se produce la fractura. La resistencia a la fatiga de los metales es, en primera aproximación, una función creciente de su resistencia a la tracción y que, a falta de otros datos, es posible obtener una estimación conservadora del límite de fatiga al dividir por cuatro la resistencia a la tracción.

Los factores microestructurales que controlan el límite a la fatiga de un material metálico son los mismos que determinan la resistencia a la tracción. Así, los resultados experimentales demuestran que el límite de fatiga crece con la adición de aleantes que forman soluciones sólidas o al afinar la estructura.

La temperatura de ensayo es otra de las variables que influyen sobre la resistencia a la fatiga de un material metálico. Se ha comprobado que, siempre que no se produzcan transformaciones de fase de origen térmico o inducidas por la acción de los esfuerzos aplicados en el intervalo de temperaturas a estudiar, el límite de fatiga crece al disminuir la temperatura. Para la mayoría de los metales se cumple que el cociente entre el límite de fatiga a la temperatura del nitrógeno líquido (-196°C) y la misma magnitud a temperatura ambiente está entre 1,5 y 2,5. A temperaturas elevadas la situación es más compleja porque junto con los mecanismos de fatiga pueden actuar los de fluencia que se discutirán en el próximo apartado.

En muchas ocasiones el fallo por fatiga de piezas que trabajan a temperaturas elevadas no se debe a la aplicación de esfuerzos oscilantes, sino a la acción de tensiones variables debidas a los cambios de temperatura y se habla entonces de fatiga térmica. Estas tensiones de origen térmico aparecen cuando existen diferencias de temperatura entre distintos puntos de piezas que no pueden dilatarse y contraerse libremente. La tendencia de un metal a fallar por fatiga térmica resulta tanto más elevada cuanto mayor es el coeficiente de dilatación lineal y cuanto menor es la conductividad térmica. Esto es así porque cuanto menor sea la conductividad, más lento es el proceso de paso al equilibrio térmico, y cuanto mayor sea el coeficiente de dilatación mayor es la amplitud de las tensiones térmicas. Precisamente por estas dos propiedades los aceros inoxidables austeníticos, que se utilizan con frecuencia para

154

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aplicaciones a temperaturas elevadas, resultan

especialmente sensibles

a este

fenómeno.

Otros factores cuya influencia sobre la resistencia a la fatiga son fundamentales son la geometría y el estado superficial. La influencia de estos factores se debe a que en la gran mayoría de las ocasiones los fallos por fatiga se inician en la superficie de la pieza. Esto se debe a que en las condiciones reales de carga es inevitable la aparición de momentos flectores y, bajo estas circunstancias, las tensiones que actúan en la superficie son mayores que las que lo hacen en el interior de la pieza.

La discusión acerca de la influencia del estado superficial sobre el límite de fatiga se va a comenzar considerando el efecto de los concentradores de tensiones. Las fracturas por fatiga de las piezas de maquinaria suelen iniciarse generalmente en las proximidades de entallas, filetes, chaveteros, roscas o taladros. Como

los

concentradores de tensión de este tipo pueden llegar a hacer caer la resistencia a la fatiga de un componente mecánico hasta en un 50%, su presencia se debe reducir al máximo por medio de un proyecto cuidadoso y su efecto se debe minimizar empleando radios de acuerdo suficientemente elevados. Ahora bien, estos no son los únicos concentradores de tensión que se pueden encontrar en las piezas metálicas, ya que tanto las irregularidades de la superficie debidas al mecanizado, como las que aparecen como consecuencia de los procesos de corrosión, pueden reducir de modo importante el límite de fatiga. El examen de los datos de la tabla 5-1 permite comprobar que la contribución de estos factores dista mucho de ser inapreciable.

Una forma de mejorar la resistencia a la fatiga es el granallado, que busca crear un estado tensional favorable en la periferia. Las tensiones de compresión que quedan retenidas como consecuencia del bombardeo de la superficie de la pieza con perdigones metálicos se superponen a las tensiones aplicadas. Por este procedimiento se pueden conseguir mejoras notables en el comportamiento de piezas sometidas a esfuerzos de tracción alternativos. Conviene señalar que este mecanismo también puede producir efectos indeseados ya que si por la aplicación incorrecta de un tratamiento mecánico o térmico se provocara la aparición de un estado tensional de tracción en la periferia de la pieza, las tensiones retenidas facilitarían el fallo por fatiga de la pieza.


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Tabla 5-1. Factores a aplicar para corregir el límite de fatiga de piezas de acero tratadas con diferentes valores de la resistencia a la tracción, Rm, y con distintos estados de rugosidad superficial.

Estado superficial Pulido especular Pieza mecanizada Pieza laminada en caliente Pieza forjada Pieza corroída en agua dulce Pieza corroída en agua salada

Resistencia 500 1,00 0,78 0,70 0,50 0,60 0,45

a la tracción (MPa) 1000 1500 1,00 1,00 0,70 0,60 0,45 0,30 0,35 0,20 0,30 0,20 0,20 0,12

6. ENSAYO DE FLUENCIA Cuando un metal que se encuentra a temperaturas homólogas superiores a 0,5 se somete a la acción de tensiones menores que su límite elástico, fluye: la muestra se deforma plásticamente y puede llegar a romper. Para que se produzca este fenómeno, que se conoce con el nombre de fluencia, es necesaria la activación de mecanismos microscópicos de deformación diferentes de los que actúan a temperaturas moderadas.

El comportamiento en fluencia es de importancia fundamental para proyectar componentes metálicos que han de trabajar a temperaturas elevadas como, por ejemplo, ciertos elementos de calderas o los álabes de turbinas de gas. Para estudiar este comportamiento, se dispone una probeta de la aleación a ensayar en un horno y, en la mayoría de las ocasiones, se la somete a la acción de una tensión constante, V0, mientras se registra la deformación como función del tiempo. El aspecto de las curvas de fluencia es similar al de la mostrada en la figura 6-1(a). Al aplicar la carga, se produce de forma instantánea una deformación elástica, H0, cuya magnitud es inversamente proporcional al módulo de Young a la temperatura de ensayo. Al avanzar el tiempo se entra en la primera etapa de la fluencia que se caracteriza por una velocidad de deformación, dH/dt, que cae hasta estabilizarse en su valor mínimo. Cuando sucede esto, comienza la segunda etapa de la fluencia que se distingue de la anterior por una velocidad de deformación constante, H f , que se conoce como

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velocidad de fluencia. Finalmente, se pasa a la tercera etapa de la fluencia en la que la velocidad de deformación crece, se produce la formación de cuello y termina con el fallo de la pieza al cabo de un tiempo de rotura tR.

La velocidad de fluencia y el tiempo de rotura resultantes de estos ensayos dependen tanto de la tensión aplicada como de la temperatura de ensayo. Un aumento de cualquiera de estas variables provoca el crecimiento de la velocidad de deformación y una disminución del tiempo de rotura según se ilustra en la figura 6-1(b).

V cte.

Figura 6-1. Curva de fluencia de un material metálico (a) y efecto de la variación de los parámetros del ensayo sobre la curva de fluencia (b)

Un tamaño de grano reducido favorece la fluencia estacionaria y los bordes de grano juegan un papel fundamental en el desarrollo de la tercera etapa de la fluencia. De acuerdo con esto, la resistencia a la fluencia crecerá, en principio, al aumentar el tamaño de grano y al disponer los bordes de grano en la dirección paralela al esfuerzo a aplicar. Por medio de técnicas de enfriamiento unidireccional se puede conseguir fabricar ciertas piezas metálicas con estructura columnar para trabajar en condiciones especialmente exigentes como, por ejemplo, álabes para turbinas de aviación. El comportamiento de estos componentes se puede mejorar más aún si se utilizan monocristales en lugar de materiales policristalinos.

La figura 6-2 muestra cuál es el valor de la tensión que hay que aplicar para que se produzca la rotura de una probeta de acero a una temperatura de ensayo determinada.



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Un detalle llamativo de estas curvas es que el eje de abscisas se extiende hasta más allá de 100000 horas o, lo que es lo mismo, más allá de 10 años.

Como es evidente que estos resultados no pueden proceder de un experimento de tal duración, cabe plantearse cuál ha sido el procedimiento seguido para construir la figura en cuestión. Los diagramas como el que se considera se construyen a partir de los resultados de experimentos de duración reducida aplicando la equivalencia entre tiempo y temperatura. Estos métodos consisten en asumir que la tensión de rotura es función de un único parámetro que depende de la temperatura de ensayo y del tiempo de rotura: V V(P) con P = P(T, tR)

El parámetro más utilizado para estos fines es el de Larson-Miller que se define por la expresión:

P = T(C + log tR)

donde T es la temperatura de ensayo medida en grados Kelvin, tR el tiempo de rotura en horas y C es una constante característica de cada material que, en general, toma valores próximos a 20. Precisamente, este ha sido el método que se ha empleado para construir la figura 6-2. Es importante señalar que los cálculos de este tipo deben ser manejados con la precaución recomendable para cualquier extrapolación.

Figura 6-2. Curva de fatiga para un acero utilizando el parámetro de Larson-Miller

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Cuando se va a seleccionar un material estructural que tiene que trabajar a temperatura elevada no sólo hay que tener presentes las precauciones que se han mencionado en el párrafo anterior, además hay que valorar la influencia de otros factores entre los que conviene destacar los siguientes: x

Los ensayos de fluencia se suelen realizar bajo la acción de tensiones uniaxiales, mientras que en las condiciones habituales de trabajo aparecen distribuciones de tensiones más complejas con esfuerzos de flexión o torsión superpuestos a los de tracción.

x

La resistencia a la corrosión seca de las aleaciones que trabajan a alta temperatura es fundamental ya que este proceso puede dar lugar a la pérdida de sección resistiva y al fallo prematuro del componente en cuestión.

x

Los materiales que se utilizan a temperaturas elevadas no pueden sufrir transformaciones de fase en servicio ya sean inducidas por los cambios térmicos o por los esfuerzos mecánicos aplicados.

Los dos últimos puntos indican claramente que junto con las consideraciones de tipo mecánico, la estabilidad es una condición indispensable de los materiales que han de trabajar a temperaturas elevadas.


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RELACIÓN ENTRE RESISTENCIA A LA TRACCIÓN Y DUREZA PARA ACEROS DE BAJA O MEDIA ALEACIÓN HB ------------------------------------473 462 451 440 429 415 401 388 376 363 353 341 331 321 311 302 294 285 277 269 262 255 248 241 235 239 223 217 212 207 201 197 192 187 183 179

Rm (MPa) 2460 2430 2400 2370 2338 2200 2148 2100 2091 2080 2000 1965 1930 1882 1840 1770 1732 1700 1660 1620 1580 1540 1490 1440 1390 1340 1290 1250 1210 1170 1140 1100 1070 1040 1010 980 950 920 890 870 850 830 810 790 770 750 730 710 690 680 660 640 620 610

HRC 67 66 65 64 63 62 61 60 59 58 57 56 55 54 53 52 51 50 49 48 47 46 45 43 41 40 39 37 36 35 34 33 31 30 29 28 27 26 25 24 23 21 20 19 18 -------------------

HRB ------------------------------------------------------110 --109 --108 --107 --105 --104 103 102 --101 --100 99 98 97 96 95 94 93 92 91 90

HV 903 870 840 811 785 760 735 711 690 670 650 630 610 592 574 557 540 524 508 494 480 466 449 429 410 393 389 375 363 346 331 321 311 302 294 285 277 269 262 255 248 241 235 229 223 217 212 207 201 197 192 187 183 179

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RELACIÓN ENTRE RESISTENCIA A LA TRACCIÓN Y DUREZA PARA ACEROS DE BAJA O MEDIA ALEACIÓN HB 174 170 167 163 159 156 152 149 146 143 140 137 134 131 128 126 123 121 118 116 114 111 109 107 105 103 100 95 90 85 80

Rm (MPa) 600 580 570 560 540 530 520 510 500 500 490 480 470 460 450 440 430 420 420 410 400 390 390 380 370 360 350 330 320 300 280

HRC ---------------------------------------------------------------

HRB 89 88 87 86 85 84 83 82 81 79 78 77 76 75 74 73 71 70 69 67 66 64 63 62 60 58 56 52 47 42 36

HV 174 170 167 163 159 156 152 149 146 143 140 137 134 131 128 126 123 121 118 116 114 111 109 107 105 103 100 95 90 85 80


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CAPÍTULO 8: DIAGRAMA HIERRO-CEMENTITA

ϴ͘/'ZD,/ZZKͳDEd/d 1. INTRODUCCIÓN

En los capítulos precedentes se han desarrollado los conceptos básicos de la Metalurgia Física y, a partir de ahora, estos conceptos se van a aplicar al estudio de las aleaciones metálicas de mayor interés tecnológico. Con esta finalidad las aleaciones se van a clasificar en dos grandes grupos atendiendo a la naturaleza del metal base: las aleaciones férreas y las aleaciones no férreas. Este estudio se va a comenzar considerando las aleaciones de base férrea tanto por razones técnicas como metodológicas.

La importancia técnica de las aleaciones de base férrea resulta indiscutible ya que ocupan el segundo lugar entre los materiales más utilizados por el hombre tras el cemento. En este sentido, hay que destacar que la producción mundial de aceros y fundiciones viene a representar en torno al 90% de la producción de materiales metálicos. Esto es así porque el hierro es uno de los elementos más abundantes en la corteza terrestre (el cuarto tras el oxígeno, el silicio y el aluminio) y porque la extracción de sus minerales y la reducción de los mismos son relativamente sencillas. Este último motivo tiene un peso fundamental ya que mientras el hierro ha sido utilizado por el hombre desde hace varios milenios, el aluminio, un metal más abundante que el hierro, no se separó de sus óxidos hasta 1825 y el primer proceso industrial para la fabricación de aluminio no se desarrolló hasta 1886. La facilidad de reducción de un metal está determinada por la cantidad de energía que se debe consumir para obtener el metal a partir de sus formas oxidadas (la energía que hay que aportar para obtener 1 kg de acero ronda los 60 MJ mientras que es necesario aportar unos 300 MJ para obtener 1 kg de aluminio), consumo energético que tiene una influencia fundamental sobre los costes de fabricación. Para ilustrar este extremo, basta con considerar que el precio por kg de los productos de aluminio más utilizados es de 4 a 10 veces mayor que el de los productos siderúrgicos de uso general. A los motivos anteriores hay que añadir la gran versatilidad de los materiales férreos ya que es posible hacer variar sus propiedades,

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dentro de márgenes muy amplios, tanto por aleación como por tratamiento térmico.

Las razones metodológicas para comenzar la descripción de las aleaciones metálicas con las de base férrea están relacionadas con la relativa complejidad del diagrama de fases que se utiliza para estudiar estos sistemas. Esta complejidad abre un gran abanico de posibilidades para variar por tratamiento térmico la estructura de las aleaciones férreas. Gracias a esta diversidad, el estudio de los tratamientos térmicos de las aleaciones férreas permite ilustrar los principios generales de la mayoría de los tratamientos que se aplican a otros metales.

El estudio de las aleaciones férreas, que se pueden clasificar en dos grandes grupos: aceros y fundiciones, se va a comenzar con la descripción de los aceros y de sus tratamientos térmicos.

2. DIAGRAMA Fe-Fe3C El carbono es el elemento de aleación que ejerce mayor influencia sobre las propiedades de las aleaciones de base férrea y, por tanto, para el estudio sistemático de las aleaciones férreas se va a utilizar el diagrama de fases hierro-carbono. La fase sólida rica en carbono que aparece en condiciones de equilibrio en el sistema hierrocarbono es el grafito y el diagrama que representa en qué condiciones coexiste esta fase con otras ricas en hierro se conoce como diagrama hierro-carbono estable o diagrama hierro-grafito. En muchas aleaciones férreas puede aparecer por motivos cinéticos la cementita. La cementita es un carburo metaestable que resulta muy refractario a su descomposición en las fases estables. En concreto, en las aleaciones férreas más utilizadas, los aceros, no es posible encontrar grafito salvo en circunstancias muy especiales y todo el carbono aparece disuelto en el formando

carburos.

El

diagrama

hierro-cementita

o

diagrama

hierro o

hierro-carbono

metaestable es la herramienta que permite estudiar en primera aproximación la estructura de los aceros más utilizados.

Antes de entrar a discutir los detalles del diagrama hierro-cementita conviene recordar que los diagramas de fases se construyen a partir de extrapolaciones de los


Diagrama Hierro-Cementita.

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resultados de diferentes experimentos. Como consecuencia de su carácter empírico, es posible encontrar ligeras diferencias entre los valores que se recogen en la literatura para la temperatura a la que se producen ciertas reacciones o para la composición y la proporción de las fases que intervienen en las mismas. A efectos de estudiar la estructura de las aleaciones y sus transformaciones, estas diferencias pueden ser obviadas ya que la influencia de otros factores sobre la posición de estos puntos es mayor que la indeterminación experimental. Entre estos factores se pueden citar a título de ejemplo la presencia de elementos de aleación no contemplados en el diagrama o la utilización en procesos reales de velocidades de enfriamiento y calentamiento que no son infinitamente lentas. En cualquier caso, los diagramas de fases en general, y el diagrama hierro-cementita en particular, permiten en muchas ocasiones realizar predicciones cualitativas sobre diferentes aspectos de la estructura de una aleación, si bien, los valores que aparecen marcados en ellos sólo deben utilizarse para realizar estimaciones cuantitativas cuando se carece de datos más precisos.

Las fases presentes en el diagrama hierro-cementita, que es el que se ha representado en la figura 2-1, son las cuatro soluciones sólidas de inserción que tienen como solvente las distintas variedades alotrópicas del hierro, las dos formas de la cementita y el líquido homogéneo. La solución sólida D tiene como solvente al hierro con estructura C.C. y se conoce como ferrita. La solubilidad del carbono en la ferrita alcanza su valor máximo del 0,022% a 727°C. Por debajo de esta temperatura, la saturación de la ferrita se alcanza para un porcentaje en masa de carbono que viene dado por la expresión: %C máx. en D = 240.exp (-77300/RT)

donde T es la temperatura absoluta y R la constante de los gases perfectos que vale 8,314 J/mol.K.

El numerador del exponente de la ecuación anterior, que se puede interpretar como la energía de activación para la disolución de un átomo de carbono en la ferrita, toma

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valores relativamente elevados (próximos a 1 eV) lo que demuestra que la extensión de esta solución sólida debe ser muy reducida.

En efecto, cuando la expresión anterior se particulariza para 300K, se llega a que la solubilidad del carbono en la ferrita a temperatura ambiente es prácticamente nula. La ferrita existente a 770°C pierde a esta temperatura su carácter ferromagnético y se transforma en la solución sólida Eque se conoce como ferrita E o ferrita no magnética. Existe una tercera solución sólida con estructura C.C. que es estable por encima de los 1396°C y se conoce como ferrita GLa solubilidad máxima del carbono en la ferrita G es del 0,09% y se alcanza a 1495°C.

Figura 2-1. Diagrama de fases hierro-cementita (L denota a la fase líquida, D, E y G representan las distintas formas de la ferrita, J, la austenita y Fe3C es la cementita)


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Es importante destacar que la ferrita magnética y la ferrita no magnética son fases diferentes porque sus propiedades físicas son distintas y, por tanto, la transformación magnética de la ferrita es una transición de fase. Cuando se estudian las transformaciones de las aleaciones hierro-carbono construyendo curvas t-T, este cambio de magnetismo viene marcado por una meseta isotérmica cuya duración es menor que la de las correspondientes a reacciones invariantes de diferente naturaleza.

En el diagrama hierro-cementita aparece una cuarta solución sólida con estructura C.C.C. que se conoce como austenita y se identifica con la letra J. La austenita puede llegar a disolver hasta un 2,11% de carbono a 1148°C. La solubilidad del carbono en la austenita es mayor que en las distintas formas de la ferrita como consecuencia de la diferencia entre el tamaño de los intersticios de las redes C.C.C. y C.C. del hierro.

La cementita es un carburo complejo con estructura ortorrómbica y fórmula Fe3C que funde a 1227°C. El contenido en carbono de la cementita, que se puede calcular a partir de su fórmula, resulta ser del 6,67%. La cementita que es ferromagnética a temperatura ambiente, deja de serlo cuando se calienta por encima de 230°C. Por las mismas razones que se han señalado al discutir la transformación magnética de la ferrita, las dos formas de la cementita deben ser consideradas como fases diferentes.

En el diagrama hierro-cementita aparecen tres reacciones invariantes en las que intervienen tres fases que son: x

Reacción peritéctica (1495°C): G(0,09% de C) + L(0,53% de C)

J(0,17% de C)

x

Reacción eutéctica (1148°C) : L(4,30% de C)

J(2,11% de C) + Fe3C

x

Reacción eutectoide (727°C): J(0,77% de C)

D(0,022% de C) + Fe3C

El constituyente bifásico que resulta de la reacción eutectoide está formado por láminas alternadas de ferrita y cementita y recibe el nombre de perlita. Como las densidades de la ferrita y la cementita son muy próximas, la relación entre el espesor de las láminas de ferrita y cementita en la perlita debe coincidir con la relación entre los pesos de ambas fases en este agregado bifásico. Esta relación se puede obtener por aplicación de la regla de la palanca y resulta ser de 8,66 a 1.

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El agregado eutéctico que resulta de la solidificación del líquido con un 4,30% de carbono se denomina ledeburita y está formado por glóbulos de austenita contorneados por una matriz de cementita. Cuando se enfría la ledeburita por debajo de su temperatura de formación, la cantidad de carbono disuelto en la austenita va disminuyendo por segregación de cementita hasta llegar a ser del 0,77%C a 727°C. Cuando se continúa enfriando, la austenita eutéctica se descompone para dar el agregado eutectoide perlita, y aparece un nuevo constituyente formado por islas de perlita rodeadas por una matriz de cementita que se conoce como ledeburita transformada. Aunque realmente la ledeburita transformada existe desde la temperatura eutéctica a la ambiente, debido a la segregación de cementita entre las temperaturas eutéctica y eutectoide suele hablarse de ledeburita entre dichas temperaturas al sólo haber variación de los porcentajes de austenita y cementita, y suele hablarse de ledeburita transformada entre las temperaturas eutectoide y ambiente al existir la transformación de la austenita en perlita.

Una de las posibles definiciones de acero es “una aleación hierro-carbono forjable”, es decir, una aleación que se puede conformar por deformación en caliente. Para determinar cuáles son las aleaciones que se pueden forjar hay que considerar la plasticidad de los constituyentes que aparecen a temperatura elevada en el diagrama hierro-cementita.

La cementita, como compuesto intersticial que es, admite deformaciones plásticas muy reducidas y es muy frágil. Como la matriz del eutéctico, el constituyente que aparece contorneando las fases proeutécticas, es la cementita, la presencia de la ledeburita hace muy difícil la conformación en caliente de las aleaciones hierrocarbono. De todos los constituyentes presentes por encima de los 727°C, sólo la austenita con estructura C.C.C. presenta la suficiente plasticidad para admitir el conformado por deformación. Para que una aleación hierro-carbono resulte forjable, su estructura en caliente debe estar formada por una única fase, la austenita, y, por tanto, la cantidad de carbono en los aceros viene limitada por la máxima solubilidad de este aleante en la austenita. En general, el contenido en carbono de los aceros no supera el 2,1%.



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El resto de las aleaciones descritas por el diagrama hierro-cementita, aquéllas cuyo contenido en carbono es superior al 2,1%, son frágiles en caliente como consecuencia de la presencia del eutéctico ledeburita y, en consecuencia, sólo se pueden conformar por moldeo. Por este motivo, las aleaciones citadas se clasifican entre las fundiciones siendo conocidas como fundiciones blancas.

Figura 2-2. Diagrama de constituyentes hierro-cementita donde Drepresenta a la ferrita, J la austenita y Fe3C es la cementita. Los constituyentes bifásicos ledeburita, ledeburita transformada y perlita aparecen como Led., Led. transf. y perl., respectivamente

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3. PUNTOS CRÍTICOS DE LOS ACEROS Se llaman puntos críticos a aquellas temperaturas a las que comienzan o finalizan las diferentes transformaciones de fase que experimentan los aceros en estado sólido. Los métodos que se utilizan con más frecuencia para la determinación empírica de los puntos críticos son, entre otros, aquéllos que registran las variaciones de una propiedad física mientras se realiza un barrido de temperatura como, por ejemplo, la dilatometría, la calorimetría o la difracción de rayos X. Otra posibilidad para la determinación de los puntos críticos es la construcción de las curvas t-T de enfriamiento lento. Cuando se aplica esta técnica, los puntos críticos se detectan por una reducción en la velocidad de enfriamiento, de ahí que los puntos críticos se identifiquen convencionalmente con la letra A que es la inicial de la palabra francesa “arrêt” que significa parada.

Para distinguir entre las diferentes transformaciones de fase que pueden sufrir los aceros, los puntos críticos se identifican con subíndices numéricos según temperaturas de aparición crecientes.

Así, la temperatura a la que se produce la transformación magnética de la cementita, que es el primer cambio de fase que aparece en el calentamiento desde temperatura ambiente, se identifica con la notación A0 y la temperatura de la reacción eutectoide, que es la siguiente reacción que se produce al seguir calentando el acero, se designa como A1.

Mientras que cualquier acero presenta transformaciones a las temperaturas A0 y A1, las transformaciones que puede sufrir a temperaturas superiores a A1 dependen de su composición química.

Cuando se calienta un acero con un contenido de carbono inferior a 0,35% por encima de A1, la primera transformación que se observa es el cambio de magnetismo de la ferrita, A2.

Al elevar la temperatura sobre A2, la proporción de austenita va creciendo hasta que, al alcanzar la temperatura A3, se llega a tener una estructura monofásica. A



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temperaturas más elevadas aparece el punto crítico A4 que está asociado a la formación de ferrita GJ

J + G).

La transformación A2 no se observa en el calentamiento de aceros hipoeutectoides con contenidos de carbono superiores a 0,35% y, en este caso, la temperatura de fin austenización se identifica como

A32. Para aceros con composición eutectoide e

hipereutectoide, la desaparición de la ferrita se produce a una temperatura constante que se conoce como A321.

Figura 3-1. Representación esquemática del extremo rico en hierro del diagrama hierrocementita que muestra la posición de los puntos críticos de los aceros. Figura no hecha a escala

Los aceros hipereutectoides sólo experimentan una transformación cuando se calientan por encima de A321. La temperatura a la que finaliza la austenización de un acero hipereutectoide en su calentamiento se conoce como Acm.

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La curva que aparece en la figura 3-2 corresponde a una probeta de acero que fue ensayada en un dilatómetro diferencial. Cuando se utiliza esta técnica experimental, los puntos críticos vienen marcados por los cambios bruscos de la pendiente de la línea.

La observación de la curva muestra que el acero que se estudia presenta dos puntos críticos en el calentamiento desde temperatura ambiente hasta 950°C, el punto crítico inferior A1 y el superior A3, marcados con las letras P y Q. Cuando se enfría desde los 950°C hasta temperatura ambiente, de nuevo aparecen los dos puntos críticos (R y S) pero lo hacen a temperaturas inferiores a las observadas en el barrido inicial. Este es un hecho general, los puntos críticos de los aceros medidos en el calentamiento son siempre más altos que los que se miden en el enfriamiento y la diferencia es tanto mayor cuanto más rápida es la variación de temperatura.

Para distinguir entre los valores de los puntos críticos obtenidos en distintas condiciones experimentales se utilizan las letras c y r, iniciales de las palabras francesas “chauffage” y “refroidissement” que significan calentamiento y enfriamiento, respectivamente. Así, la temperatura del punto P se denota como Ac1, la del Q como Ac3, la del R como Ar3 y la del S como Ar1. Cuando la temperatura varía muy lentamente, los puntos críticos Aci y Ari coinciden y los experimentos permiten obtener la temperatura de transformación de fase en condiciones de equilibrio que se identifica con la notación Ai.

Para terminar con el análisis de la curva dilatométrica de la figura 3-2, conviene destacar que este experimento no permite detectar el punto crítico A0. Esto se debe a que las transformaciones de fase por cambio de magnetismo no van acompañadas por un cambio dimensional y, por tanto, no son detectables por medidas de dilatometría. Para localizar estas transiciones hay que recurrir a medidas de otras técnicas experimentales como, por ejemplo, las calorimétricas.

El conocimiento de los puntos críticos de los aceros es necesario para la correcta aplicación de los tratamientos térmicos ya que las temperaturas de tratamiento vienen con mucha frecuencia referidas a las críticas. Así, se habla de tratamientos subcríticos cuando la temperatura máxima que se alcanza en la realización de los mismos es menor que el punto crítico inferior A1, de tratamientos supercríticos si se supera la



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temperatura crítica superior y se llega a tener una estructura austenítica o de tratamientos intercríticos en el resto de los casos.

Figura 3-2. Curva dilatométrica de un acero obtenida con un dilatómetro Chevenard diferencial (velocidad de calentamiento y enfriamiento: 150 °C/h)

Como la posición de los puntos críticos depende de distintos factores cuya influencia puede resultar difícil de cuantificar, es necesaria su determinación experimental. Por esta razón, los fabricantes de aceros habitualmente incluyen las temperaturas críticas entre las características de sus productos.

4. DIAGRAMA Fe-Fe3C SIMPLIFICADO Aunque el estudio y clasificación de los diferentes tipos de acero es una cuestión que se abordará con detalle en capítulos posteriores, en este momento conviene adelantar algunos aspectos sobre la misma. La composición química es uno de los criterios que se pueden emplear para clasificar los aceros. Cuando se atiende a este criterio, los aceros se pueden dividir en dos grandes grupos: aceros al carbono o no aleados y aceros aleados. Las propiedades de los aceros del primer grupo y, por tanto, sus aplicaciones, vienen determinadas básicamente por su contenido en carbono mientras que algunas de las propiedades de los aceros del segundo grupo dependen en gran medida de la presencia de otros elementos de aleación.

172


172


El término no aleados aplicado a los aceros al carbono no implica que no contengan otros aleantes en su formulación ya que todos ellos contienen, por lo menos, manganeso, silicio, azufre y fósforo, elementos procedentes de las materias primas empleadas para la fabricación del acero. Ahora bien, las cantidades máximas de los aleantes presentes en los aceros al carbono (excepto el fósforo, el azufre, el nitrógeno y el oxígeno) están fijadas para garantizar que tienen una influencia limitada sobre las propiedades del acero. Como el carbono es el elemento de aleación que controla las propiedades de los aceros no aleados, su estructura en estado recocido y las transformaciones que ésta experimenta en los tratamientos vendrán descritas por el diagrama hierro-cementita. En este punto, conviene precisar que el diagrama que se ha estudiado es aplicable a la mayor parte de los productos siderúrgicos ya que la producción de aceros no aleados representa cerca del 95% del total mundial.

Tabla 4-1. Contenidos límites de algunos elementos de aleación en los aceros al carbono Elemento Contenido máximo (%)

Zr (2) Cu(1) Cr(1) Mn Mo(1)Nb(2) Ni(1) Si Ti(2) V(2) W 0,10 0,40 0,30 1,60 0,08 0,05 0,30 0,50 0,05 0,10 0,10

Cuando varios elementos marcados con (1) están presentes, además de cumplir con las prescripciones de la tabla, la suma de sus porcentajes no debe superar el 70% de la suma de los valores límites individuales. La misma limitación se aplica a los elementos del grupo (2).

La posición de los puntos críticos de los aceros y la composición de los constituyentes presentes en su estructura, va a diferir de los del diagrama hierrocementita dependiendo de distintos factores. Entre los factores que influyen sobre las temperaturas de transformación, y sobre la naturaleza de los constituyentes presentes en los aceros no aleados, se pueden destacar la presencia intencionada o no de aleantes distintos del carbono, o el empleo de velocidades de enfriamiento y calentamiento que no son muy lentas en los procesos de interés industrial. Por estos motivos, las informaciones resultantes del diagrama hierro-cementita son aproximadas y, a efectos prácticos, basta con utilizar un diagrama simplificado, como el de la figura 4-1, para realizar una estimación de la proporción de las fases y constituyentes presentes en los aceros al carbono o un análisis de las transformaciones que se producen en sus tratamientos.



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173

Las simplificaciones que se han realizado para construir este diagrama son las siguientes: x

Se ha omitido la transformación peritéctica. Este hecho está justificado en cuanto que en los tratamientos térmicos nunca se alcanza la temperatura crítica A4 y, por tanto, los detalles de la transformación peritéctica son irrelevantes de cara a la interpretación de las modificaciones estructurales que se producen en los mismos.

x

No se tienen en cuenta las transformaciones magnéticas de la ferrita y la cementita ya que los tratamientos buscan actuar fundamentalmente sobre las propiedades mecánicas de los aceros. Al no considerar la transformación A2, los puntos críticos se suelen renombrar según se muestra en la figura 4-1.

Se supone nula la solubilidad del carbono en la ferrita, suposición que resulta razonable a cualquier temperatura

Figura 4-1. Diagrama de fases simplificado hierro-cementita


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CAPÍTULO 9: CONSTITUYENTES DE LOS

9. CONSTITUYENTES DERECOCIDOS LOS ACEROS RECOCIDOS ACEROS

1. INTRODUCCIÓN Los aceros son aleaciones cuya microestructura está formada, en la gran mayoría de las ocasiones, por diversos microconstituyentes. Las propiedades de estas aleaciones, como en cualquier otro caso, van a venir determinadas tanto por la naturaleza y proporción de sus microconstituyentes como por su morfología y distribución.

Cuando se conoce cuáles son las características individuales de cada uno de los constituyentes presentes en una aleación y el modo en que cada uno de ellos contribuye a las del agregado que forman, es posible estimar las propiedades de una aleación en función de las de sus constituyentes.

Los constituyentes presentes en un acero, su morfología y su distribución dependen en gran medida de cómo el material se ha enfriado hasta temperatura ambiente, bien desde las temperaturas de tratamiento térmico o bien desde las de conformación, además de venir condicionados por las peculiaridades de estos últimos procesos. Con el propósito de facilitar el seguimiento de este estudio, se va a dividir en dos partes.

En primer lugar se estudiarán los constituyentes que aparecen en los enfriamientos lentos (aquéllos que se recogen en el diagrama Fe-Fe3C, junto con otros formados por los elementos de aleación diferentes del carbono) y, posteriormente, se describirán los que se forman tras enfriamientos rápidos.

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CAPÍTULO 9: CONSTITUYENTES DE LOS ACEROS RECOCIDOS

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2. FERRITA

La ferrita, que es la fase mayoritaria en los aceros al carbono en estado recocido, es una solución sólida que tiene como solvente a la forma alotrópica con estructura cúbica centrada del hierro. Los aleantes disueltos en la ferrita pueden entrar tanto por inserción como por sustitución. Los dos aleantes más importantes entre los del primer grupo son el carbono y el nitrógeno. La solubilidad de estos elementos en la ferrita es muy reducida (véase la tabla 1-1) porque la deformación de la red que se produce cuando estos elementos entran en los intersticios menores de la red del hierro

es

muy importante. La inserción del carbono y el nitrógeno en los intersticios menores está relacionada con la geometría de estos huecos.

Cuando un átomo de estos aleantes se inserta en estos huecos debe desplazar dos iones, mientras que debe mover cuatro iones si entran en un intersticio mayor, resultando mayor la energía de deformación. El manganeso, el silicio y el fósforo, los restantes aleantes presentes en los aceros al carbono con excepción del azufre, entran en la ferrita sustituyendo a iones de hierro.

Tabla 1-1. Solubilidad del carbono y el nitrógeno en la ferrita a diferentes temperaturas

Elemento C N

Temperatura (°C) 723 20 590 20

Solubilidad % en peso % atómico 0,022 < 0,095 < 0,00005 < 0,00012 0,10 0,40 < 0,0001 <0,0004

La ferrita es, además, el microconstituyente más abundante en los productos siderúrgicos laminados en caliente que representan la gran mayoría de la producción mundial de acero. El carácter mayoritario de la ferrita en estos aceros es debido a que su contenido en carbono raramente supera el 0,25% por motivos relacionados tanto con la facilidad de fabricar estas composiciones, como con la necesidad de que su soldabilidad resulte elevada.


177

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Constituyentes de los Aceros Recocidos.

2.1. Morfologías de la ferrita en aceros recocidos El microconstituyente ferrita puede aparecer en los aceros no aleados recocidos con cuatro morfologías diferentes:

x En los aceros con muy bajo contenido en carbono se presenta como constituyente único en forma de granos equiáxicos con contornos curvilíneos suaves según se muestra en la micrografía 2-1. La ferrita proeutectoide de los aceros hipoeutectoides aparece con la misma morfología siempre que el contenido en carbono no sea demasiado próximo al del eutectoide (aproximadamente, menor que 0,6%). Como se puede ver en la micrografía 2-2, la perlita se entremezcla con los granos de ferrita

en

estas

estructuras.

Los

granos

de

ferrita

equiáxica

nuclean

heterogéneamente en los bordes de grano de la austenita y crecen preferentemente a lo largo de las fronteras de los granos aunque también lo pueden hacer hacia el interior de los mismos. También es posible observar la nucleación de ferrita equiáxica en el interior del grano austenítico, si bien este proceso es menos frecuente que el previamente descrito.

Micrografía 2-1. Ferrita de un acero de 0,05% C (200x, ataque nital)

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Micrografía 2-2. Microestructura ferrítico-perlítica de un acero con 0,4% C en estado recocido (100x, ataque nital)

x La ferrita de los aceros hipoeutectoides recocidos, con contenidos en carbono próximos al del eutectoide, se conoce como ferrita reticular. La microestructura de estos aceros, que es similar a la mostrada en la micrografía 2-3, está formada por granos de perlita, microconstituyente disperso, contorneados por una red de ferrita que aparece como constituyente matriz. El mecanismo de formación de esta microestructura es el mismo que se ha descrito en el párrafo anterior si bien, en este caso, la cantidad de ferrita es tan reducida que no se produce el crecimiento hacia el interior de los granos austeníticos. x

Cuando

la

velocidad

de

enfriamiento

es

moderadamente

elevada

y

la

descomposición de la austenita se produce con un subenfriamiento importante, la ferrita aparece con una morfología de placas o listones de gran tamaño (en ocasiones son apreciables a simple vista) que recibe el nombre de ferrita Widmanstätten.

Este

nombre

se

debe

al

científico

austríaco

Alois

von

Widmanstätten quien observó por primera vez este tipo de estructuras en meteoritos. Estas microestructuras también se pueden encontrar en algunas soldaduras de aceros de bajo contenido en carbono en las que la zona térmicamente afectada se enfría rápidamente por conducción a través del metal base vecino (micrografía 2-4), o en piezas moldeadas. Las placas o listones de



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179

ferrita Widmanstätten pueden nuclear en los bordes de grano de la austenita, en la ferrita reticular formada a temperaturas superiores o en el interior del grano austenítico. Las placas se disponen paralelas a los planos compactos de la austenita o con orientaciones muy próximas a la anterior. Este tipo de ferrita no es deseable porque sus propiedades mecánicas son peores que las correspondientes a otras morfologías de la ferrita. Por esta razón, se tiende a evitar las estructuras Widmanstätten bien impidiendo su formación, bien eliminándolas por tratamiento.

Micrografía 2-3: Ferrita reticular contorneando granos de perlita en un acero no aleado con el 0,70% C (200x, ataque nital) x

Por medio de ciertos recocidos que se describirán más adelante, es posible obtener estructuras globulizadas. Estos tratamientos que se aplican a aceros de herramientas, con contenidos de carbono superiores al 0,6% (aceros cuya finalidad es fabricar útiles que se emplean para conformar todo tipo de materiales) conducen a microestructuras como la de la micrografía 2-5 donde se observan glóbulos de cementita rodeados por una matriz de ferrita.

180


180


Micrografía 2-4. Microestructura de la soldadura de un acero en la que se pueden distinguir el metal base (zona izquierda) y el de aportación (zona derecha). En el metal base se observan agujas de ferrita Widmanstätten sobre fondo de perlita (500x, nital)

Micrografía 2-5. Glóbulos de cementita sobre una matriz de ferrita en un acero no aleado con el 0,73% de carbono que ha sido sometido a un recocido de globulización (1000x, ataque nital)


181

181


2.2. Propiedades de la ferrita La resistencia a la tracción de la ferrita que aparece en los aceros no aleados en estado recocido es cercana a los 320 MPa y su alargamiento a la rotura puede llegar a ser del 40%. Como la ferrita se comporta de un modo similar al de los sólidos plásticos ideales, su dureza se puede aproximar por medio de la relación de Tabor y resulta ser del orden de 90 HB. La resiliencia a temperatura ambiente de la ferrita es muy elevada, mayor que 200 KU, y su temperatura de transición frágil-dúctil se encuentra muy por debajo de 0°C. Cuando estos datos se comparan con los correspondientes a los restantes constituyentes presentes en los aceros no aleados en estado recocido, se concluye que la ferrita es el más dúctil, el más tenaz y el más blando entre ellos.

Ciertas aplicaciones de los aceros no aleados con estructuras ferríticas aprovechan la

capacidad

para

admitir

deformaciones

plásticas

importantes

de

este

microconstituyente. Así, por ejemplo, para la embutición, un proceso de conformación que produce grandes deformaciones en frío, se utilizan aceros en estado recocido que presentan una microestructura básicamente ferrítica. Los aceros suaves (el contenido en carbono de un acero suave no sobrepasa el 0,10%) representan la elección tradicional para este fin aunque, a partir de la década de los 80, se emplean también aceros microaleados con aluminio, niobio o titanio cuyo contenido en carbono varía entre el 0,01 y el 0,05% y aceros IF (iniciales de las palabras inglesas “interstitial free”) con contenidos de carbono y nitrógeno inferiores al 0,005%.

Conviene precisar que los valores de las propiedades mecánicas de la ferrita que se han señalado en un párrafo previo son indicativos, y que los valores correspondientes a la ferrita de cada acero en particular diferirán más o menos de ellos dependiendo de diferentes factores. Entre éstos, cabe destacar la composición química de la ferrita y su tamaño de grano. Como norma general, se puede afirmar que los aleantes disueltos en la ferrita tienden a endurecerla (aumentan su resistencia, límite elástico y dureza) a la vez que reducen su plasticidad y tenacidad, efecto que resulta más acusado para los solutos intersticiales que para los sustitucionales.

El control del tamaño de grano es la forma más eficiente de actuar sobre las

182


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propiedades mecánicas de la ferrita de un acero porque este mecanismo permite endurecer el material y elevar su tenacidad de forma simultánea. La ferrita es el constituyente de los aceros que presenta un carácter ferromagnético más marcado. Su permeabilidad, que puede llegar a alcanzar en condiciones favorables valores del orden de las centenas de millar, depende fuertemente de la cantidad de solutos presentes en la ferrita según se muestra en la figura 2-1(a). Además de hacer caer la permeabilidad los elementos disueltos en la ferrita hacen aumentar las pérdidas por histéresis, como se ilustra en la figura 2-1(b).

Por estas razones, las chapas que se utilizan para la fabricación de transformadores y máquinas eléctricas presentan una estructura fundamentalmente ferrítica y presentan un contenido de impurezas muy reducido.

La ferrita no es coloreada por ninguno de los reactivos de ataque habituales para la metalografía de aceros (nital, ácido pícrico, picrato sódico alcalino en caliente, ...) de modo que los granos de este constituyente aparecen con tonalidades claras en la observación microscópica.

5

5

Pr

3

2x10

5

1x10

0 0,000

Pérdidas (ergios/cm /ciclo)

3x10

0,004

0,008 %C

(a)

0,012

4x10

3

3x10

3

2x10

3

1x10

3

0 0,0

0,1

0,2

0,3

%C

(b)

Figura 2-1. Influencia del contenido de carbono sobre la permeabilidad magnética, Pr, de un acero para inducción de 6.000 gauss (a) y sobre las pérdidas de histéresis (b)

3. CEMENTITA La cementita es un carburo de hierro de fórmula Fe 3C y estructura ortorrómbica. Ya que las diferencias entre las electronegatividades del hierro y el carbono y el tamaño de



183

183

sus iones son relativamente importantes, la cementita se puede clasificar como un compuesto intersticial. Es más, como la relación entre los radios metálicos del hierro y el carbono es 0.62 (superior a 0,59), la estructura de la cementita es compleja con una celdilla unidad como la que se muestra en la figura 3-1 que contiene 136 átomos.

La cementita, como compuesto con carácter parcialmente metálico, tiene capacidad de actuar como solvente en la formación de soluciones sólidas. Algunos de los aleantes presentes en los aceros pueden sustituir a otros de hierro formando soluciones sólidas de sustitución como, por ejemplo, (Fe, Mn)3C.

Figura 3-1. Celdilla unidad de la cementita

3.1. Morfologías de la cementita en los aceros recocidos La cementita de los aceros recocidos puede presentar cuatro morfologías diferentes: x

La cementita de los aceros hipereutectoides que se enfrían lentamente desde temperaturas superiores a la crítica Accm aparece como una retícula que contornea las colonias de perlita tal como se muestra en la micrografía 3-1. El mecanismo de formación de la cementita reticular es similar al de la ferrita

184


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Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos. reticular

que

ya

se

ha

discutido:

la

cementita

proeutectoide

nuclea

heterogéneamente sobre los bordes de grano de la austenita a temperaturas intercríticas. A diferencia de lo que sucede para la ferrita, no es posible encontrar microestructuras formadas por granos de cementita y perlita entremezclados ya que la proporción de cementita presente en los aceros es siempre reducida. x

El enfriamiento moderadamente rápido de la austenita de los aceros hipereutectoides conduce a la formación de perlita y de cementita que en la observación microscópica aparece con aspecto acicular (micrografía 3-2). Este microconstituyente, que se denomina cementita Widmanstätten, tiende a nuclear preferentemente sobre los bordes de macla de la austenita. La presencia de este microconstituyente es indeseable ya que los bordes de las placas de cementita actúan como concentradores de tensiones y, por tanto, su efecto sobre las propiedades mecánicas del acero es negativo.

Micrografía 3-1. Cementita reticular que contornea a granos de ferrita en un acero al carbono (%C = 1) recocido (500x, ataque picrato sódico alcalino en caliente). Como el ataque ha sido suficientemente prolongado las láminas de cementita de la perlita también aparecen oscurecidas x

La cementita de los aceros de herramientas C>0,6% sometidos a recocidos de globulización presenta una morfología globular. Según se puede observar en la micrografía 3-3 los glóbulos de cementita, con unas micras de diámetro, aparecen sobre una matriz de ferrita.


185

185


x

La ferrita de un acero con un contenido en carbono inferior al límite de solubilidad, 0,022% C, no está saturada a 727°C. Cuando este acero se enfría lentamente

desde

la

citada

temperatura

hasta

temperatura

ambiente

prácticamente todo el carbono disuelto en la ferrita debe segregarse en forma de cementita. La cantidad de cementita que se forma en estas condiciones es muy pequeña y aparece en forma de cristales alargados dispuestos a lo largo de los bordes de grano de la ferrita. Esta morfología de la cementita, que se muestra en la micrografía 3-4, recibe el nombre de cementita terciaria o cementita vermicular.

Micrografía 3-2. Agujas de cementita Widmanstätten y cementita reticular en un acero al carbono hipereutectoide en bruto de colada. El ataque con picrato ha sido más corto que el utilizado para obtener la micrografía 3-1 de modo que no se ha oscurecido la cementita eutectoide (200x)

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Micrografía 3-3. Cementita globular sobre matriz de ferrita tras ataque con picrato sódico alcalino en caliente observada a 200x (compárese con micrografía 2-5)

Micrografía 3-4. Cementita vermicular en el borde de grano de la ferrita en un acero con muy bajo contenido en carbono (1000x, ataque nital)

Además, es posible encontrar cementita en los aceros recocidos como una de las fases que forman el microconstituyente eutectoide perlita.



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3.2. Propiedades de la cementita El simple examen de la celdilla de la cementita es suficiente para pensar que el movimiento de las dislocaciones en un compuesto con esta estructura debe resultar difícil. Por tanto, la cementita debe ser dura y frágil. En efecto, este carburo es el más duro de los constituyentes de los aceros no aleados recocidos pudiendo presentar durezas superiores a los 67 HRC, pero como contrapartida su ductilidad y tenacidad son prácticamente nulas.

La cementita a temperatura ambiente presenta carácter débilmente ferromagnético, carácter que se pierde al calentar por encima de los 230°C.

Mientras que la cementita no se oscurece tras el ataque con el nital, sí lo hace cuando se utiliza el picrato sódico alcalino en caliente como reactivo de ataque. En caso de duda acerca de la naturaleza del constituyente matriz en estructuras reticulares se puede emplear este último reactivo para diferenciar la cementita de la ferrita. Como ejemplo, se pueden comparar las micrografías 2-3 y 3-1.

4. CARBUROS, NITRUROS Y CARBONITRUROS Se llaman aleantes carburígenos a aquellos que se encuentran situados a la izquierda del hierro en la tabla periódica y que, por tanto, son más electropositivos que este metal. Por esta razón, los aleantes carburígenos tienden a formar carburos y nitruros con más facilidad que el hierro. En la figura 4-1 se muestra una porción de la tabla periódica donde se han marcado los elementos carburígenos presentes en los aceros junto con las fórmulas y estructuras de los carburos que pueden formar. El análisis de las fórmulas que aparecen en esta tabla permite concluir que el hierro, el manganeso y el cromo forman carburos complejos mientras que los del resto de los aleantes carburígenos son simples, hecho relacionado con la relación entre el radio atómico del carbono y los de los metales que se consideran.

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Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos. IVb

Vb

TiC

VC

ZrC

NbC

TaC Ta 2 C

VIb Cr23C6 Cr7C3 Cr3C2

VIIb Mn23C6 Mn7C3 Mn3C

MoC Mo 2 C

ESTRUCTURAS:

WC W2C

VIII Fe 3 C

Tipo ClNa Hexagonal Complejas Ortorrómbica

Figura 4-1. Fórmulas y estructuras de los carburos que pueden aparecer en los aceros

Además de reaccionar con el carbono, los elementos carburígenos pueden hacerlo con el nitrógeno que siempre está presente en los aceros para formar nitruros o carbonitruros. El aluminio que se emplea como desoxidante en los aceros también puede formar nitruros.

Estos constituyentes desempeñan un papel fundamental en el control del tamaño de grano de los aceros tanto en el laminado en caliente como en el tratamiento térmico. Como los compuestos que se discuten son más estables que la cementita, su disolución en la austenita se produce a temperaturas mayores que Ac3 o Accm. Los carburos, nitruros y carbonitruros sin disolver bloquean el crecimiento del grano austenítico durante el mantenimiento a temperaturas supercríticas de modo que permiten obtener una estructura fina al enfriar hasta temperatura ambiente. Este mecanismo se utiliza tanto en la fabricación de aceros no aleados calmados para temple y revenido, en la de algunos aceros especiales y en la de aceros microaleados.

Los aleantes presentes en los aceros microaleados son el titanio, el niobio y el vanadio, de forma individual o no, y en proporciones que no suelen superar unas pocas décimas de tanto por ciento. La finalidad de estas adiciones es fomentar la aparición de carburos, nitruros y carbonitruros que se hacen precipitar con distribución y tamaño adecuados por medio de las técnicas de laminación controlada. Estas partículas no sólo favorecen el control del grano si no que, además, resultan muy eficientes a la hora de dificultar el movimiento de las dislocaciones. En los aceros microaleados se consiguen unas propiedades mecánicas impensables en aceros al carbono con el endurecimiento simultáneo por precipitación y por afino de grano.



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Para ilustrar esta idea se pueden comparar dos aceros con un porcentaje de carbono inferior al 0,13% que se emplean en bruto de laminación, el acero no aleado S235 y el microaleado S550, éste último con contenidos máximos de titanio y niobio del 0,15 y del 0,09%, respectivamente. Mientras que el límite elástico garantizado para el primero es de 235 MPa, el del segundo debe superar los 550 MPa.

5. PERLITA La perlita, el constituyente eutectoide de los aceros recocidos, está formada por láminas de cementita y ferrita alternadas. Para los enfriamientos lentos característicos de los recocidos, el contenido en carbono de la perlita es cercano a 0,77% y el espaciado interlaminar queda por encima de los 0,4 Pm, espesor que está en el límite de resolución del microscopio óptico. Estos valores dependen, en cada caso particular, de la velocidad de enfriamiento y de la composición química del acero. Como norma general, el espaciado disminuye cuando la velocidad de enfriamiento aumenta y todos los aleantes tienden a reducir la cantidad de carbono en la perlita. Estos parámetros tienen un efecto importante sobre las propiedades mecánicas del eutectoide, como se puede ilustrar por medio de la expresión empírica siguiente que indica su influencia sobre el límite elástico de la perlita: Rp (MPa) = 178 + 63%Si + 425%N libre + 3,8O-1/2

Los sumandos que aparecen en segundo y tercer lugar explican el endurecimiento por formación de solución sólida de los solutos que se disuelven en la ferrita, mientras que el cuarto indica que la dependencia del límite elástico respecto a O, el espaciado interlaminar expresado en mm, es de tipo Hall-Petch.

La resistencia a la tracción de la perlita de los aceros no aleados recocidos puede variar entre 680 y 860 MPa y, en consecuencia, su dureza Brinell lo hace entre 200 y 250 HB. El alargamiento a la rotura de la perlita suele estar en torno al 15%. Tras

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ataque con nital, la perlita se observa al microscopio con aspecto similar al de las huellas digitales según se puede apreciar en la micrografía 5-1.

Micrografía 5-1. Perlita de un acero de composición eutectoide (1000x, ataque nital)

Para perlitas finas de bajo espaciado interlaminar la microscopía óptica no resuelve las láminas y el microconstituyente aparece obscurecido.

6. INCLUSIONES NO METÁLICAS 6.1. Óxidos Gran parte de los aceros deben ser desoxidados en mayor o menor extensión antes de su solidificación. La desoxidación o calmado se realiza en muchas ocasiones por adición de sustancias que forman óxidos con mayor facilidad que el carbono como, tradicionalmente, se ha hecho con el manganeso, el silicio y el aluminio y, más recientemente, se hace con el titanio o el circonio. Como los óxidos son menos densos que el caldo, la mayoría de ellos se separan de éste por gravedad pasando a la escoria. Sin embargo, es inevitable que parte de los óxidos queden atrapados en el seno del líquido que solidifica, apareciendo posteriormente como discontinuidades en la matriz metálica.



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En general, se puede afirmar que los óxidos restan características al acero, efecto cuya magnitud depende tanto de la naturaleza de las inclusiones como de su morfología y distribución. Los óxidos frágiles que durante la laminación se rompen formando rosarios orientados de inclusiones angulosas son más perjudiciales que los plásticos, que se alargan en la dirección de la deformación impuesta. La laminación de los aceros no sólo consigue dar a los productos o semiproductos la morfología deseada, además busca colocar las inclusiones no metálicas en las proximidades de la fibra neutra de modo que quede minimizado el efecto pernicioso de estos constituyentes sobre las propiedades mecánicas del material.

El contenido inclusionario de un acero se mide por el índice JK que se determina por medio del método de Jerkontoret. Este método permite calcular el índice JK por comparación de las inclusiones que se observan en micrografías obtenidas a partir de la muestra objeto de estudio con ciertas imágenes patrón. En la actualidad se tiende a limitar la cantidad y dimensiones de las inclusiones en los aceros de alta calidad. Estas limitaciones resultan especialmente importantes cuando se desea fabricar productos con dimensiones finales reducidas como, por ejemplo, alambres de alta resistencia.

Micrografía 6-1. Inclusiones alargadas de tipo silicato en un hierro fabricado en el siglo XIX

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Los óxidos presentes en los aceros aparecen de color negro en la observación microscópica de las probetas de acero en estado de pulido, mientras que los silicatos, productos de la reacción de la sílice y otros óxidos metálicos, presentan tonalidades variables entre el negro y el gris.

6.2. Sulfuros El azufre es un elemento que se encuentra presente en todos los aceros. El diagrama de fases Fe-S muestra que el sulfuro de hierro y este metal forman un eutéctico que funde a 994°C. Estas temperaturas se alcanzan e incluso se superan con facilidad en la conformación en caliente de los aceros de modo que si el eutéctico estuviera presente se produciría el quemado de la aleación, y el acero se agrietaría durante el conformado. Por estas razones se dice que el azufre produce fragilidad en caliente en los aceros. La aparición de sulfuro de hierro en los aceros se puede evitar por la presencia del manganeso. El manganeso es más electropositivo que el hierro de modo que el sulfuro de manganeso, un compuesto plástico con temperatura de fusión muy elevada (1620°C), se forma con preferencia al de hierro. Si la cantidad de manganeso supera el límite fijado por la estequiometría del compuesto MnS:

%Mn !

Pa(Mn) %S Pa(S)

1,72 %S

se tiene la garantía de que el azufre no reaccionara con el hierro y, en consecuencia, de que no se producirán fenómenos de fragilidad en caliente. Las inclusiones de sulfuro de manganeso, que son visibles en la observación microscópica en estado de pulido, aparecen alargadas en la dirección de laminación y presentan un color característico conocido como “gris paloma” (micrografía 6-2).



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Micrografía 6-2. Inclusiones de MnS en un acero de fácil mecanización en estado de pulido (x100) (%C < 0,09; %Mn = 1,15; %Si < 0,05; %P = 0,07; %S = 0,33; %Pb = 0,25)

Las inclusiones alargadas de sulfuro de manganeso disminuyen de forma notable las características del acero en dirección transversal.

Para limitar este efecto, se añade al caldo calcio, selenio, teluro o circonio que restan plasticidad a los sulfuros y facilitan el que estas inclusiones aparezcan con un aspecto más globular.

7. PROPIEDADES MECÁNICAS DE ACEROS RECOCIDOS En este apartado se pretende mostrar como es posible estimar las propiedades de una aleación a partir de las de sus constituyentes. La figura 7-1, que se ha construido a partir de los datos proporcionados por distintos fabricantes, muestra como las propiedades mecánicas de los aceros no aleados recocidos con composiciones hipoeutectoides varían linealmente con su contenido en carbono. Como la cantidad de perlita presente en estado recocido está en razón directa al porcentaje de carbono, todas las propiedades que se recogen en la figura deben ser funciones lineales de las proporciones de ambos constituyentes. Así, por ejemplo, se pueden escribir expresiones del tipo:

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Rm | [%D . Rm(D) + %perlita . Rm(perlita)]/100 A | [%D . A(D) + %perlita . A(perlita)]/100

Figura 7-1. Variación de la resistencia a la tracción (Rm), límite elástico (Rp), alargamiento a la rotura (A) y estricción (Z) de aceros no aleados recocidos con su contenido en carbono

El análisis de estos datos demuestra también que, para los aceros al carbono recocidos, el valor del límite elástico está comprendido entre el 60% y el 70% del correspondiente a la resistencia a la tracción. Otra propiedad que se puede estimar fácilmente a partir de la resistencia a la tracción es la dureza Brinell ya que para estos materiales se cumple la relación de Tabor: HB (HV) | 0,3 Rm (MPa)

Por procedimientos análogos se pueden estimar las propiedades de los aceros al carbono conformados en frío. Este proceso se aplica a aceros con contenidos de carbono entre el 0,2 y el 0,4% de C que pueden admitir reducciones de sección que llegan a alcanzar el 30%. La acritud que este proceso de conformación confiere al material se traduce en un incremento de la resistencia en dirección longitudinal que puede llegar a ser del 25% con una caída en el alargamiento a la rotura que es posible que llegue al 60%. Además, la conformación en frío puede llegar casi a doblar el límite elástico ya que hace crecer la razón del límite elástico a la resistencia a la tracción hasta alcanzar valores superiores al 85%.



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Esto es importante porque en muchas ocasiones el proyecto de los componentes de máquinas y de las herramientas viene condicionado por la necesidad de evitar que aparezcan deformaciones permanentes en el servicio y, en consecuencia, el límite elástico es la cota superior para las tensiones aplicadas.


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CAPÍTULO 10: TRANSFORMACIONES 10. TRANSFORMACIONES ISOTÉRMICAS DE LA AUSTENITA ISOTÉRMICAS DE LA AUSTENITA 1. EL MICROCONSTITUYENTE AUSTENITA La austenita es uno de los constituyentes del diagrama Fe-Fe3C que no está presente a temperatura ambiente en los aceros al carbono recocidos. Sin embargo, este constituyente puede aparecer a temperatura ambiente en algunos aceros aleados o en ciertos aceros no aleados siempre que se enfríen desde el estado austenítico con suficiente rapidez.

Los diagramas de fase binarios Fe-X, donde X representa a cualquiera de los posibles elementos de aleación, se pueden clasificar en dos grandes grupos atendiendo al efecto que los aleantes ejercen sobre la forma del campo J. Ciertos elementos de aleación tienden a ampliar el intervalo de temperaturas de existencia de la austenita deprimiendo la temperatura A3 y elevando la temperatura A4 dando lugar a diagramas como el de la figura 1-1(a). Estos elementos que estabilizan la austenita se conocen con el nombre de gammágenos. Otros aleantes, sin embargo, tienden a contraer el campo J ampliando el intervalo de estabilidad de la ferrita como en la figura 1-1(b). Estos elementos de aleación son conocidos como alfágenos.

La condición de alfágeno o de gammágeno

de un elemento de aleación está

relacionada con su capacidad para formar soluciones sólidas extensas en la ferrita o la austenita. x

Los aleantes gammágenos son de dos tipos: metales con estructura similar a la de la austenita y los solutos que entran por inserción ya que los intersticios de la solución sólida J son mayores que los de la D. Ejemplos de aleantes sustitucionales gammágenos son el níquel y el manganeso, y el carbono y nitrógeno de aleantes de inserción. Conviene señalar que el efecto gammágeno de estos últimos aleantes es

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CAPÍTULO 10: TRANSFORMACIONES ISOTERMAS DE LA AUSTENITA


más pronunciado que el de los que forman soluciones sólidas de sustitución extensas en la austenita. x

Los aleantes alfágenos son aquéllos que se disuelven con mayor facilidad en la ferrita que en la austenita. Un ejemplo de este tipo de comportamiento aparece en el sistema Fe-Cr (figura 1-2): la única solución sólida que aparece en las aleaciones con porcentajes de cromo superiores al 13% es la ferrita.

(a)

(b)

Figura 1-1. Efecto de los aleantes gammágenos (a) y alfágenos (b) sobre la forma del campo J en sistemas binarios Fe-X

Figura 1-2. Diagrama de fases Fe-Cr


Transformaciones Isotérmicas de la Austenita.

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Cuando la cantidad de aleantes gammágenos presentes en un acero es lo suficientemente elevada, es posible encontrar austenita estable a temperatura ambiente. Un ejemplo de este tipo de aceros son los inoxidables austeníticos: en la formulación de estos aceros aparece un porcentaje de cromo superior al 13% que les confiere resistencia a la corrosión y un porcentaje de níquel superior al 8% para estabilizar la austenita. En algunos casos, por razones de economía, se puede sustituir parte del níquel por otros elementos de aleación gammágenos como el manganeso y, en otros, el contenido en nitrógeno se puede elevar hasta el 0,25% con los mismos fines.

Más adelante, al estudiar las transformaciones Ar’’’ de la austenita, se discutirá cómo es posible obtener austenita a temperatura ambiente en ciertos aceros al carbono actuando sobre la velocidad de enfriamiento.

La austenita es una solución sólida con estructura C.C.C. cuyo parámetro varía con el contenido en carbono de acuerdo con la ley:

a (nm) = 0,3555 + 0,0044 %C

Algunas de las propiedades de la austenita vienen determinadas por su sistema cristalino, siendo el más denso y dúctil entre los constituyentes de los aceros y es de carácter no magnético. Otras propiedades de la austenita, en cambio, dependen en gran medida de su composición química. Así, por ejemplo, la resistencia a la tracción de la austenita puede variar dentro de márgenes relativamente amplios, entre 700 y 1500 MPa mientras que el alargamiento a la rotura puede presentar valores que van del 30 al 60%. La respuesta al ataque químico también depende de la composición de la austenita: así, mientras que la austenita de los aceros Hadfield (aleaciones con %C = 1-1,4 y %Mn = 12-14) es coloreada por el nital, es necesario utilizar reactivos especiales o un ataque electrolítico para revelar los bordes de grano de la austenita de los aceros inoxidables.

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2. DESCOMPOSICIÓN ISOTÉRMICA DE LA AUSTENITA El interés de estudiar el constituyente austenita radica en que gran parte de los detalles estructurales de los aceros y, en consecuencia, de sus propiedades, vienen determinados por las condiciones en las que la austenita presente a temperaturas elevadas se descompone en el enfriamiento hasta temperatura ambiente. Esto es así tanto para productos sin tratamiento térmico como, por ejemplo, perfiles laminados en caliente cuya microestructura depende de la velocidad del enfriamiento que sigue a la conformación, como para todos aquellos productos tratados térmicamente desde temperaturas superiores a A1.

El diagrama Fe-Fe3C da información sobre la descomposición de la austenita cuando el enfriamiento es lento. Como todos los enfriamientos que se utilizan en la práctica industrial no cumplen esta condición, es necesario presentar nuevas herramientas que permitan predecir la estructura resultante de la descomposición de la austenita sea cuál sea la historia térmica que se impone.

Este objetivo puede parecer demasiado ambicioso, pero el problema se puede abordar de una forma relativamente sencilla ya que la experiencia demuestra que es posible valorar la influencia de una historia térmica arbitraria considerando procesos isotérmicos de descomposición de la austenita. Basta con conocer cómo se descompone la austenita al aplicar historias térmicas como la mostrada en la figura 2.1 para poder predecir de forma aproximada cuál será la estructura resultante de un enfriamiento continuo.

Figura 2-1. Historia térmica que se impone para estudiar la descomposición isotérmica de la austenita


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Para que quede perfectamente definido un proceso de este tipo no sólo hay que fijar las temperaturas de austenización, TA, y de descomposición, Td, además hay que caracterizar de un modo preciso cuál es la estructura de la austenita que se descompone. Esta estructura viene definida por dos parámetros: x

Composición química de la austenita: es importante tener claro que en muchos casos la composición química de la austenita que se descompone no coincide con la del acero que se considera. Así sucede para el caso de calentamientos intercríticos o para aceros aleados con elementos cuyos carburos sólo se disuelven en la austenita a temperaturas muy elevadas.

x

Tamaño de grano de la austenita: el crecimiento de grano es un proceso difusivo de modo que, para el caso que nos ocupa, su extensión viene determinada por la temperatura de austenización TA y por el tiempo de permanencia a dicha temperatura.

Los

resultados

de

experimentos

como

el

descrito

muestran

que

las

transformaciones isotérmicas de la austenita se pueden clasificar de acuerdo con lo que se muestra en el cuadro siguiente:

Transformaciones difusivas: agregados de ferrita y carburos Ar': estructuras laminares Ar": ferrita en placas y carburos globulares Transformaciones desplazativas: Ar'": productos con la misma composición que J

3. TRANSFORMACIONES Ar’ Dentro de este grupo se incluyen las transformaciones que se producen en la vecindad de la temperatura Ar1 y que conducen a la aparición de constituyentes formados por láminas alternadas de ferrita y de carburos. La nucleación de los constituyentes de tipo Ar’ siempre es heterogénea y se produce sobre la interfase entre la austenita y los constituyentes proeutectoides, si es que estos se llegan a formar, o en

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el borde del grano austenítico en caso contrario.

Se ha comprobado que la frecuencia de nucleación y, en consecuencia, la finura del espaciado interlaminar, O, crecen con una ley del tipo: O = K / 'T, donde 'T es el subenfriamiento definido por: 'T = Ar1 – Td, siendo Ar1 la temperatura a la que se produce la transformación eutectoide en el enfriamiento según el diagrama. Los resultados experimentales muestran que la constante K viene a estar entre 5 y 10 Pm·°C (figura 3-1).

Figura 3-1. Variación del espaciado interlaminar ( ) de los constituyentes Ar’ con el subenfriamiento ('T)

Los constituyentes Ar’ se han clasificado tradicionalmente en función de este espaciado en los tres tipos siguientes: x

Perlita: es el constituyente formado por la descomposición isotérmica de la austenita a temperaturas entre, aproximadamente, 700 y 650°C y que presenta un espaciado interlaminar que está por encima de los 0,25 Pm. Este constituyente ya ha sido descrito con anterioridad al tratar de los microconstituyentes de los aceros recocidos, pudiéndose encontrar detalles sobre sus propiedades en el capítulo correspondiente.


Transformaciones Isotérmicas de la Austenita. x

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Sorbita: término introducido por Osmond en el año 1900 para denominar a un constituyente descubierto por Sorby que aparecía oscuro tras ataque con nital y que no se podía resolver con el microscopio óptico. Estudios posteriores demostraron que este constituyente Ar’, que se forma a temperaturas de descomposición comprendidas entre los 600 y los 650°C, es de tipo laminar con espaciados interlaminares que, según resulta de medidas de microscopía electrónica, van desde los 0,10 a los 0,25 Pm (micrografía 3-1).

Micrografía 3-1. Sorbita de un acero aleado enfriado desde Ac3 + 75ºC al aire El subenfriamiento no sólo afecta al espaciado interlaminar, además influye sobre la composición química del agregado eutectoide según la construcción que se muestra en la figura 3-2. La línea que prolonga la curva Acm marca la composición del agregado Ar’ que se forma en la descomposición isotérmica de un acero hipoeutectoide como función de la temperatura Td, mientras que la prolongación de la curva A3 representa lo mismo para un acero de composición hipereutectoide.

Al ir cayendo la temperatura de descomposición de la austenita de un acero hipoeutectoide, el agregado eutectoide disminuye su contenido en carbono y la cantidad de ferrita proeutectoide que se forma se reduce hasta que la composición del constituyente Ar’ se iguala a la de la austenita y deja de observarse la presencia de ferrita.

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Figura 3-2. Construcción debida a Hultgren que permite determinar la composición de los productos Ar’ en función de la temperatura de descomposición isotérmica de la austenita: cuando la austenita de un acero con % C = c se descompone a la temperatura Td, se forma un agregado Ar’ con composición c’ y ferrita x

Troostita: es el constituyente que aparece cuando las temperaturas de descomposición están entre 500 y 600°C. Este constituyente presenta espaciados interlaminares que están por debajo de los 0,10 Pm. A diferencia de la sorbita, la troostita suele aparecer en forma de nódulos que nuclean sobre el borde de grano de la austenita (ver micrografía 3-2).

Micrografía 3-2. Troostita sobre fondo blanco austenítico, de un acero austenítico tipo Hadfield, obtenida por calentamiento a 550ºC durante 3h


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Las propiedades mecánicas de estos agregados bifásicos dependen de su finura. Conforme aumenta el subenfriamiento y el espaciado interlaminar disminuye, los productos de descomposición de la austenita se vuelven progresivamente más duros y menos dúctiles según se muestra en la tabla que se presenta a continuación.

Rm (MPa) HB A (%)

Perlita 750-900 225-270 25-15

Sorbita 900-1400 270-400 20-10

Troostita 1400-1750 400-500 15-8

Como resumen de la discusión anterior hay que destacar que, en sentido estricto, hoy no cabe hacer distinción entre los distintos constituyentes Ar’ ya que la única diferencia entre ellos radica en el espaciado interlaminar. En el caso de la sorbita y la troostita, el espaciado interlaminar está por debajo de la resolución del microscopio óptico y, en consecuencia, resulta lógico que fueran considerados como constituyentes diferentes de la perlita cuando la microscopía óptica era la técnica experimental más sensible empleada en metalografía. La utilización de técnicas experimentales más sensibles, como la microscopía electrónica, hacen hoy innecesaria tal distinción, siendo el término perlita el más extendido en la actualidad para referirse a estos constituyentes, si bien es posible encontrar textos que todavía mantienen dicha terminología.

4. TRANSFORMACIONES Ar’’’

Puede resultar sorprendente que se estudien las transformaciones Ar’’’ antes que las Ar” pero conviene hacer las cosas de este modo por motivos metodológicos. Las transformaciones Ar” comparten ciertas características con las Ar' y otras con las Ar''', de modo que se comprenden mejor tras entender los comportamientos extremos.

Las transformaciones que se producen cuando los subenfriamientos son muy grandes producen un cambio de estructura cristalina sin que haya difusión. En estos casos, el cambio de fase se produce por movimiento cooperativo de átomos dando

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lugar a cizallamientos que facilitan la acomodación de las tensiones provocadas por la deformación de la red cristalina. La estructura cristalina de las fases que se forman en estas transformaciones viene determinada por la geometría del cristal que se transforma debiendo existir coherencia entre ambas fases, lo que implica ciertas relaciones entre determinados planos de la fase transformada y otros de la fase sin transformar como, por ejemplo, las que se conocen como relaciones de Kurdjumov y Sachs: {111}J || {101}M y <110>J || <111>M donde los subíndices M y J se refieren a la martensita y a la austenita, respectivamente.

Los resultados experimentales muestran que la temperatura MS de comienzo de transformación martensítica depende sólo de la composición química de la austenita que se transforma (no de la del acero, que puede ser distinta si han quedado carburos, nitruros o carbonitruros sin disolver en la austenita o se ha austenizado a una temperatura intercrítica) y que el efecto de los diferentes aleantes es aditivo. En la literatura se pueden encontrar diversas expresiones que relacionan MS con la composición química para diferentes tipos de aceros. Una de las más populares es la debida a Andrews: Ms (°C) = 539 – 423 %C - 30,4 %Mn - 12,1 %Cr - 17,7 %Ni - 7,5 %Mo

que se aplica a aceros de temple y revenido con contenidos medios de carbono con una precisión de ± 25°C, y se obtuvo por regresión a partir de los datos correspondientes a 189 aceros normalizados. Cualquiera de estas expresiones empíricas muestra que, en general, los aleantes deprimen la temperatura MS y, entre ellos, el que provoca un efecto más acusado es el carbono.

La temperatura a la que finaliza la transformación martensítica se conoce como Mf, iniciales de las palabras inglesas “martensite finish”, y también viene determinada por la composición química de la austenita. La diferencia entre MS y Mf depende de la composición química del acero, siendo el carbono el elemento de aleación que más hace crecer esta diferencia. Entre el resto de los aleantes, el manganeso, el níquel y el cromo son los que hacen caer la temperatura Mf de forma más importante.

El examen de la figura 4-1 muestra que, cuando el contenido en carbono de un



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acero es suficientemente elevado, o lo es el de otros elementos de aleación, su temperatura Mf puede caer por debajo de la temperatura ambiente. Cuando se da esta condición, la descomposición isotérmica de la austenita a temperatura ambiente no finaliza, de modo que se llega a una microestructura formada por martensita y por la austenita que no se ha transformado, conocida como austenita retenida. Precisamente, este es el caso que se mencionaba en el apartado 1 cuando se señalaba que era posible encontrar austenita en aceros a temperatura ambiente por motivos cinéticos. La cantidad de austenita retenida presente a temperatura ambiente en los aceros puede llegar a ser muy importante. Así, la figura 4-2 muestra que puede llegar a representar cerca del 40% en volumen en aceros no aleados con alto contenido en carbono a temperatura ambiente.

Figura 4-1. Efecto del contenido en carbono sobre las temperaturas MS y MF

Figura 4-2. Variación del porcentaje en volumen de austenita retenida con el contenido de carbono en aceros no aleados templados en agua desde el estado austenítico

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El constituyente que se forma en las transformaciones Ar’’’ se llama martensita D. Este constituyente es una solución sobresaturada de C en hierro D con estructura tetragonal centrada con parámetros:

c= 0,2866 + 0,0116.%C a = 0,2866 - 0,0013.%C

Las expresiones anteriores muestran que la tetragonalidad de la martensita crece con la cantidad de carbono disuelto y es fácil comprobar que varía entre 1 y 1,06. La estructura de la martensita está muy distorsionada como lo demuestra el hecho de que la densidad de dislocaciones que se encuentra en ella, entre 1015 y 1016 m-2, es comparable a la de los aceros muy fuertemente deformados en frío.

Ya que la transformación Ar’’’ se produce sin difusión, la composición de la martensita debe coincidir con la de la austenita de la que procede. En consecuencia, el carbono no es el único soluto presente: el resto de los elementos de aleación disueltos en la austenita permanecerán disueltos en la martensita.

La martensita de los aceros puede aparecer con dos morfologías diferentes dependiendo del contenido en carbono: x

Martensita en listones: es la morfología que aparece para los contenidos en carbono más reducidos, %C < 0,5. En este caso se observan listones paralelos agrupados en paquetes que, en la mayoría de los casos, no se resuelven en microscopía óptica. Pueden aparecer pequeñas zonas de austenita retenida entre los listones.

x

Martensita en placas: cuando los contenidos de carbono son superiores al 1%, la martensita aparece formando placas lenticulares en las que se detecta la presencia de maclas. Este constituyente presenta aspecto acicular en la observación metalográfica. Las agujas de martensita, que aparecen rodeadas por una matriz de austenita, suelen formar ángulos próximos a 60° porque esta disposición facilita la acomodación de las tensiones que se desarrollan en el proceso de transformación.


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Para contenidos de carbono entre el 0,5 y el 1%, la martensita aparece con morfologías mixtas.

La martensita es un constituyente duro y frágil como corresponde a un metal con una red cristalina muy deformada y con una densidad de dislocaciones muy elevada. El endurecimiento de la martensita debe ser mayor cuanto más elevada sea la deformación de la red o, lo que es lo mismo, cuanto más elevada sea la cantidad de carbono disuelta en la misma. Este efecto viene descrito por la fórmula de Just:

HRC 20 60 %C

que permite calcular la dureza Rockwell C de la martensita en función de su contenido en carbono para aceros con contenidos en carbono por debajo del 0,6%. La resistencia a la tracción de la martensita D también resulta muy elevada, entre 1700 y 2500 MPa, y crece con el porcentaje en carbono. Como contrapartida, la ductilidad de la martensita es muy reducida, como muestra su alargamiento a la rotura que varía entre el 0,5 y el 2,5%, y su tenacidad es muy baja. Además de la martensita D es posible encontrar en los aceros otra forma de este constituyente que se conoce como martensita E o martensita revenida. Este nuevo constituyente se forma por precipitación de carburos submicroscópicos a partir de la martensita D cuando ésta se calienta entre 50 y 200°C. Por este mecanismo se reduce la sobresaturación en carbono, cayendo su porcentaje por debajo del

0,25% y,

consecuentemente, disminuye la deformación de la red que pasa a ser cúbica centrada.

Cabe preguntarse cuál es el sentido del párrafo anterior que describe la transformación que sufre en el calentamiento la martensita D en un contexto de discusión de las transformaciones isotérmicas que sufre la austenita. El motivo de introducir la martensita E en este momento es que este constituyente también se puede formar en la transformación isotérmica de la austenita o en sus enfriamientos continuos. Cuando una austenita sufre una transformación Ar’’’ a temperatura superior

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a la ambiente, la martensita D que se forma inicialmente puede pasar a martensita E durante la permanencia isotérmica. Del mismo modo, la martensita Dque se forma a las temperaturas más altas durante el enfriamiento continuo de la austenita se puede transformar en E si el enfriamiento es suficientemente lento. Esta condición es necesaria porque la transformación martensita D o martensita E es de tipo difusivo: su extensión es función tanto de la temperatura como del tiempo (ver micrografía 4-1).

Micrografía 4-1. Martensita beta de un acero aleado templado al aire desde 1000° y revenido a 200°C durante una hora. Las zonas blancas son de austenita retenida

5. TRANSFORMACIONES Ar’’ Estas transformaciones, que se producen a temperaturas intermedias entre la de fin de las transformaciones Ar’ y la de comienzo de formación de martensita, dan lugar a la formación de unos constituyentes que se conocen como bainitas. La temperatura de comienzo de las transformaciones bainíticas se designa BS y, como la de comienzo de transformación martensítica, MS, depende de la composición química de la austenita que se descompone. Una ecuación empírica que se puede utilizar para estimar BS es:

BS (°C) = 830 – 270 %C – 90 %Mn – 37 %Ni – 70 %Cr – 83 %Mo



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Esta ecuación muestra que todos los elementos de aleación tienden a desplazar las transformaciones hacia temperaturas más reducidas y que, entre ellos, el carbono es el que más estabiliza la austenita.

Las transformaciones bainíticas presentan algunos aspectos en común con los dos tipos de transformaciones que ya se han descrito. Así, las transformaciones Ar” conducen a la formación de agregados de ferrita y carburos como las transformaciones Ar’. Para que las cosas sucedan de este modo es necesario que haya difusión, pero existe una diferencia importante entre ambos casos: el único elemento de aleación que se difunde a temperaturas menores que BS es el carbono. Pero, en estas condiciones, el carbono sólo se difunde a distancias muy cortas de modo que, en lugar de formarse láminas de carburos como en el caso de las transformaciones Ar’, los carburos aparecen en forma de partículas submicroscópicas. Dependiendo de la temperatura de descomposición de la austenita, las bainitas pueden presentar morfologías en placas o en listones análogas a las de la martensita. Las similitudes con las transformaciones Ar’’’ van más allá, se ha comprobado que existen relaciones de coherencia entre la bainita y la austenita que se descompone y que las transformaciones Ar” van acompañadas de cizallamientos que producen distorsiones superficiales.

Aunque los mecanismos de formación de la bainita no se conocen de forma precisa y son objeto de polémica en la literatura especializada, parece estar claro que, en líneas generales, las transformaciones bainíticas se desarrollan en varias etapas según se muestra de modo esquemático en la figura 5-1:

Figura 5-1. Proceso de formación de la bainita

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El proceso comienza con la nucleación heterogénea de subunidades de ferrita sobresaturada en los bordes de grano austenítico (figura 5-1 a). La aparición de la nueva fase provoca una deformación localizada de la austenita en las proximidades del extremo de la subunidad creciente, que detiene su crecimiento cuando alcanza una cierta longitud. El avance posterior de la transformación se produce con la nucleación de nuevas placas de ferrita sobresaturada en las zonas de austenita fuertemente deformadas (figura 5-1 b), proceso que se repite dando lugar a la formación de haces con subunidades paralelas que presentan orientaciones cristalográficas muy próximas. El carbono disuelto en la ferrita sobresaturada, que no es una fase estable, se segrega para formar precipitados de cementita y disolverse en la austenita (figura 5-1 c). La disolución de carbono en la austenita tiende a hacerla progresivamente más estable al reducir su temperatura BS, finalizando la transformación isotérmica cuando la temperatura BS de la austenita enriquecida en carbono se hace menor que Td. Como consecuencia de lo anterior, la descomposición isotérmica Ar” de la austenita no llega a ser completa, aumentando su extensión cuando la temperatura de transformación disminuye.

El modo en el que se produce la precipitación de la cementita permite distinguir entre dos tipos de bainitas: x

Bainita superior: se forma a temperaturas relativamente próximas a BS. En estas condiciones, la difusión del carbono es lo suficientemente rápida para que las placas de ferrita, de unos 10 Pm de largo y unos 0,2 Pm de ancho, se decarburen completamente de modo que las partículas de cementita precipitadas aparecen entre las placas de ferrita de los haces. Estos haces resultan relativamente anchos, de modo que en la observación microscópica presenta un aspecto arborescente (ver micrografía 5-1).

x

La forma de la bainita que aparece a temperaturas próximas a MS se conoce como bainita inferior. En este rango de temperaturas, la difusión no es lo suficientemente intensa para producir placas de ferrita libres de carburos, observándose la presencia de partículas de cementita precipitadas en su interior. Estos precipitados de cementita son extremadamente finos, su ancho es de unos pocos nanómetros y su largo del orden de las centenas de nanómetros, y precipitan de forma coherente:


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suelen aparecer alineados a 60° respecto al eje de las placas de ferrita. Los haces de la bainita inferior son más estrechos que los de la superior, apareciendo en microscopía óptica con una morfología acicular.

Micrografía 5-1 Bainita superior del mismo acero que el de la micrografía 3-2, obtenida por calentamiento a 500ºC durante 8h

Las diferencias estructurales entre ambas formas de la bainita se traducen también en distintas propiedades mecánicas según se puede ver en la tabla adjunta.

Rm (MPa) HRC A (%)

Bainita superior 1600-2000 43-55 10-3

Bainita inferior 1700-2300 55-60 6-1

Estos resultados no son difíciles de explicar: los constituyentes con estructura más fina son más duros y resistentes pero menos dúctiles. Además de estas diferencias existen otras más sutiles asociadas a la distribución de los carburos que vale la pena discutir. La figura 5-2 muestra que al reducir la temperatura de transformación la resistencia de la bainita superior tiende a aumentar mientras que la temperatura de transición dúctil-frágil crece. Al alcanzar el intervalo de temperaturas de formación de la bainita inferior la resistencia sigue creciendo, y se produce una caída por salto brusco en la temperatura de transición. La mayor tenacidad de la bainita inferior se debe a que

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los carburos precipitados en el interior de las agujas de ferrita dificultan la propagación de las grietas.

Micrografía 5-2. Bainita inferior del mismo acero de las micrografías 3-2 y 5-1, obtenida por calentamiento a 450ºC durante 5h

Figura 5-2. Relación entre la temperatura de transición dúctil-frágil y la resistencia a la tracción para aceros de bajo contenido en carbono (0,05-0,15%) con estructuras bainíticas

En cualquier caso, conviene destacar que el compromiso entre resistencia y tenacidad de las estructuras bainíticas, en cualquiera de sus formas, resulta especialmente favorable, de ahí la creciente utilización de aleaciones férreas con este tipo de estructuras.


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CAPÍTULO 11: CURVAS T.T.T. Y C.C.T.

11. CURVAS T.T.T. Y C.C.T. 1.

ESTUDIO

EXPERIMENTAL

DE

LA

DESCOMPOSICIÓN

ISOTÉRMICA DE LA AUSTENITA El procedimiento experimental más extendido para el estudio de la cinética y el avance de las transformaciones isotérmicas de la austenita es el método metalográfico puesto a punto por Bain y Davenport en 1930. Este método consiste en imponer una historia térmica escalonada consistente en un calentamiento hasta la temperatura de austenización TA seguido de una permanencia isotérmica a la temperatura de descomposición Td. Para realizar los ensayos se introducen varias muestras del acero a estudiar en un horno de sales fundidas, que se encuentra a la temperatura de austenización, durante un tiempo prefijado, de modo que se garantiza que todas ellas tienen la misma estructura inicial y, a continuación, se pasan rápidamente a otro horno con sales fundidas a la temperatura de descomposición.

Estas probetas se van extrayendo a intervalos previamente programados del horno que se encuentra a la temperatura de transformación, y se introducen rápidamente en un baño de temple para garantizar que toda la austenita que no se ha descompuesto en la estancia isotérmica se transforma en martensita. Con un posterior examen metalográfico es posible determinar la extensión de la transformación. Este procedimiento es más laborioso que otros métodos que permiten determinar la cinética de los cambios de fase de los aceros como, por ejemplo, la dilatometría o las medidas de resistividad eléctrica o de permeabilidad magnética pero, como contrapartida, permite obtener información sobre la naturaleza de los productos de descomposición.

Bain y Davenport propusieron también un procedimiento gráfico que permitía agrupar de una forma cómoda los resultados de este tipo de experimentos: la construcción de las curvas T.T.T. o curvas tiempo-temperatura-transformación. Estas curvas son gráficas que muestran las líneas de isotransformación sobre una referencia cartesiana temperatura de transformación vs. logaritmo decimal del tiempo de

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permanencia isotérmica. Para ilustrar esta idea en la figura 1-1 se muestra cómo se construye este tipo de representaciones para un caso particular. En la parte superior de esta figura se muestran algunas curvas representativas de la cinética de las transformaciones Ar’ de un acero no aleado de composición eutectoide. Sobre la referencia de la figura inferior se llevan los tiempos de comienzo de transformación correspondientes a cada una de las temperaturas de ensayo.

El comienzo de la transformación se aproxima por el tiempo necesario para alcanzar un porcentaje pequeño de descomposición de la austenita que depende de la sensibilidad de la técnica experimental que se utiliza. En el caso particular de la figura 1-1, se ha supuesto que el procedimiento de ensayo empleado tiene una sensibilidad del 1% y, en consecuencia, el comienzo de la transformación es apreciable cuando se ha descompuesto un 1% de la austenita. Para construir la curva de comienzo de la descomposición de la austenita, todos los puntos experimentales que se han trazado según el método anterior se unen por medio de una línea. Del mismo modo, se podría construir cualquier otra curva de isotransformación que se considerase de interés como la de fin de transformación o, por ejemplo, la del 50%.

Obsérvese que en la figura inferior aparece marcada la isoterma A1, línea que marca el límite inferior del campo de estabilidad de la austenita.

Las curvas isotransformación que se han trazado separan zonas donde los constituyentes presentes son de diferente naturaleza. Así, la única fase y, por tanto, el único constituyente que puede existir a la izquierda de la línea de comienzo de transformación es la austenita, mientras que a la derecha de la línea de fin de transformación y, para el intervalo de temperaturas que se considera, sólo pueden existir constituyentes de tipo Ar’, es decir, agregados laminares de ferrita y cementita. Las estructuras que aparecen en la zona limitada entre ambas líneas están formadas por tres fases (austenita, ferrita y cementita) y dos constituyentes (austenita y productos de descomposición Ar’).


Curvas T.T.T. y C.C.T.

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Figura 1-1. Construcción de las curvas de comienzo y fin de las transformaciones Ar ‘ de un acero no aleado con un 0,78% de C partir de medidas de la cinética de descomposición isotérmica de la austenita. Las letras A, F y C identifican a la austenita, la ferrita y la cementita, respectivamente

2. CURVAS T.T.T. DE ACEROS AL CARBONO En la figura 2-1 se muestra la más sencilla de las curvas T.T.T.: la correspondiente a un acero no aleado de composición eutectoide. Esta curva se ha reproducido de un atlas y muestra los elementos comunes a cualquiera de estas representaciones.

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Figura 2-1. Curva T.T.T. de un acero al carbono de composición eutectoide (%C = 0,75, %Mn = 0,75, %Si = 0,24, %S = 0,012, %P = 0,010) austenizado a 800°C -1/2 hora.

La austenita que se transforma debe aparecer claramente identificada: al pie de la figura se indica cuál es la composición química del acero, cuál es la temperatura de austenización y cuál es la duración de la permanencia a esta temperatura de modo que el tamaño de grano queda determinado.

A las escalas que se introdujeron en el apartado anterior se añade una nueva: la escala de durezas que se encuentra en el eje vertical derecho. Esta escala está ligada a la escala vertical izquierda de modo que a cada temperatura de transformación le corresponde una dureza. Esta dureza es la que se obtendría a temperatura ambiente si se permitiera finalizar la descomposición de la austenita a la temperatura de transformación correspondiente. Evidentemente, la escala de durezas debe variar de una curva T.T.T. a otra porque la naturaleza y composición química de los constituyentes resultantes de la descomposición isotérmica de la austenita a una temperatura dada cambian de un acero a otro.

En la parte superior del gráfico aparece marcada con trazo discontinuo la isoterma A1, temperatura de comienzo de formación de la austenita en el calentamiento. Por



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debajo de esta temperatura la austenita no es un constituyente estable de modo que es posible su descomposición isotérmica. Por encima de esta línea el único constituyente que se puede encontrar es austenita.

Por debajo de la isoterma se encuentran las curvas de isotransformación correspondientes a las transformaciones Ar’ y Ar” de la austenita.

Estas curvas tienen forma de C y la nariz que presentan separa, de forma aproximada, los campos de temperaturas de las transformaciones Ar’ y Ar”. Así, para el ejemplo que se discute, para temperaturas de transformación comprendidas entre A1 y 550°C se producen transformaciones Ar’ y, cuando la temperatura de transformación está por debajo de 550°C, la descomposición de la austenita conduce a la formación de bainitas.

El límite inferior de temperaturas para las transformaciones isotérmicas que dan productos de descomposición Ar” viene marcado por la horizontal MS que señala la temperatura de comienzo de aparición de la martensita. Como la extensión de las transformaciones de tipo Ar’’’ no depende del tiempo, las curvas isotransformación que aparecen en la parte inferior del gráfico deben ser horizontales.

La diferencia fundamental entre las curvas T.T.T. de un acero eutectoide y otro hipoeutectoide estriba en la posible aparición de la ferrita proeutectoide. Este constituyente puede formarse por debajo de la temperatura crítica A3. El único producto de descomposición de la austenita que puede aparecer entre las temperaturas críticas A3 y A1 es la ferrita.

Este hecho se traduce en la aparición de una nueva línea en el gráfico que señala el comienzo de formación de la ferrita y que limita el campo bifásico donde coexisten la austenita y la ferrita (figura 2-2a).

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Figura 2-2. Representación esquemática de las curvas T.T.T. de un acero al carbono hipoeutectoide (a) y de otro hipereutectoide (b). Las fases austenita, ferrita, martensita y cementita aparecen marcadas como A, F, M y C, respectivamente

Las curvas T.T.T. de los aceros hipoeutectoides reflejan la disminución del contenido en carbono del microconstituyente eutectoide provocado por la reducción de la temperatura de transformación. La cantidad de ferrita proeutectoide que se forma disminuye cuando la temperatura de transformación cae y, en consecuencia, el contenido en carbono de la perlita se reduce. La curva T.T.T. de los aceros hipoeutectoides muestra que, cuando la temperatura de descomposición cae por debajo de cierto valor, la austenita se transforma sin formación de ferrita en constituyentes de tipo Ar’. Este hecho está relacionado con la construcción de Hultgren descrita con anterioridad.

La forma de las curvas T.T.T. de los aceros hipereutectoides es similar a la de los hipoeutectoides, si bien, la naturaleza de la fase proeutectoide es diferente ya que en el caso que ahora se considera la fase que se puede formar por encima de A1 es la cementita. Esta fase comienza a formarse cuando la temperatura de transformación desciende por debajo de la temperatura crítica Acm. Respecto a este tipo de curvas cabe hacer comentarios similares a los realizados en el párrafo anterior a propósito de las curvas T.T.T. de los aceros hipoeutectoides: al disminuir la temperatura de transformación disminuye la cantidad de cementita proeutectoide y el contenido en carbono de la perlita debe aumentar.



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La comparación de las curvas de la figura 2-2 muestra que si bien la forma de ambas es similar, su posición es diferente. La curva del acero hipereutectoide aparece desplazada hacia la derecha y hacia abajo respecto a la del acero hipoeutectoide. Esto se debe a dos razones: por un lado, las transformaciones de tipo difusivo de la austenita resultan, en general, más lentas cuanto mayor sea la cantidad de solutos que deben difundirse y, por otro lado, todos los elementos de aleación disueltos en la austenita tienden a rebajar la temperatura de comienzo de aparición de la martensita MS según muestra la fórmula empírica de Andrews. Así, la austenita del acero hipereutectoide resulta más estable que la del acero hipoeutectoide por su mayor contenido en carbono y, en consecuencia, las transformaciones de tipo Ar’ y Ar” son más tardías para el primero y las de tipo Ar’’’ comienzan a temperaturas menores.

3. ELEMENTOS DE ALEACIÓN Y CURVAS T.T.T. El primer efecto de los elementos de aleación es modificar la posición de los puntos críticos A1 y A3 o Acm, según el caso. Estos efectos se pueden cuantificar por medio de fórmulas empíricas como las que se muestran a continuación:

A1(°C) = 723 – 10,7%Mn – 16,9%Ni + 29,1%Si + 16,9%Cr + 290%As + 6,38%W A3(°C) = 910 – 203%C –15,2%Ni + 44,7%Si + 104%V + 31.5%Mo + 13,1%W

En estas expresiones aparece clara la diferencia entre elemento de aleación de carácter alfágeno y gammágeno. Como los primeros tienden a ampliar el campo de existencia de la ferrita, elevan las temperaturas críticas A1 y A3 y, por tanto, el término que explica su efecto viene precedido por un signo positivo. Por el contrario, los elementos gammágenos tienden a estabilizar la austenita y, en consecuencia, su contribución a las temperaturas críticas es negativa. Además, los elementos de aleación deprimen las temperaturas de comienzo de formación de la bainita, BS, y de la martensita, MS.

Como los átomos de los aleantes presentes en los aceros son, en general, más voluminosos que el de carbono, su difusión resulta más lenta que la de este último

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elemento y, por tanto, tienden a retrasar las transformaciones de tipo Ar’. Por otro lado, los elementos de aleación disueltos en la austenita deforman su red cristalina por lo que dificultan la difusión del carbono y también retrasan las transformaciones de tipo Ar”. Como consecuencia de lo indicado en este párrafo y en el anterior, se puede afirmar que, en términos generales, cuanto mayor sea el contenido en elementos de aleación de un acero más desplazada hacia abajo y hacia la derecha aparecerá su curva T.T.T. La única excepción a este tipo de comportamiento es el cobalto.

Los elementos de aleación no sólo influyen sobre la posición de las curvas T.T.T., también pueden modificar su forma. En general, los elementos de aleación que no forman carburos y aquéllos que forman carburos isomorfos con la cementita, es decir, con fórmula Me3C donde Me es el elemento de aleación, no modifican la forma de las curvas. Sin embargo, los elementos de aleación que forman carburos que no son isomorfos con la cementita sí la cambian. Para explicar la influencia de los elementos de aleación sobre la forma de las curvas T.T.T., resulta interesante separar las curvas que representan la cinética de las transformaciones Ar’ de las que lo hacen para las Ar’’. La cinética de cada una de estas transformaciones se puede describir por medio de una curva en C, tal como corresponde a los procesos controlados por nucleación y crecimiento, de modo que la parte de las curvas T.T.T. que aparece por encima de MS resulta de la superposición de ambas curvas cinéticas (figura 3-1).

Figura 3-1.Diagrama esquemático que muestra las contribuciones de los procesos Ar’ y Ar’’ a la curva de comienzo de transformación de un acero eutectoide Para

los elementos de aleación que no forman carburos o para aquéllos que

forman carburos con fórmula Me3C, los retrasos de las transformaciones Ar’ y Ar”



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debidos a los elementos de aleación son del mismo orden, de modo que las curvas T.T.T. se mueven como un todo. Las figuras 3-2 y 3-3 muestran que la forma de las curvas T.T.T. de aceros aleados con níquel y manganeso, ejemplos de los dos tipos de aleantes mencionados al comienzo del párrafo, es, básicamente, la misma que la de curvas T.T.T. de los aceros al carbono.

En el caso de los aleantes carburígenos que forman carburos no isomorfos con la cementita la situación es diferente. La formación de los carburos de los elementos de aleación a temperaturas superiores a BS viene controlada tanto por la difusión de carbono como por la difusión de los elementos de aleación mientras que, por debajo de BS, el carbono es la única especie que se difunde para formar cementita. Como consecuencia de esto, el retraso de las transformaciones Ar’ resulta mayor que el de las Ar” y, según se muestra de forma esquemática en la figura 3-4, en las curvas T.T.T. deben aparecer dos narices claramente diferenciadas.

Figura 3-2. Curvas T.T.T. de dos aceros con 0,6% de C y contenidos de níquel del 2 y del 5% que se austenizaron a 800 y 725°C, respectivamente

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Figura 3-3. Curva T.T.T. de un acero con 0,64% de C y 1,13% de Mn

Figura 3-4. Representación de la curva T.T.T. de un acero aleado con elementos carburígenos que forman carburos no isomorfos con la cementita. Compárese con la figura 3-1

La figura 3-5, donde se presentan las curvas T.T.T. de dos aceros aleados con cromo, permite comprobar como las cosas suceden del modo que se ha adelantado. Además, se puede observar como para los aceros de alta aleación aparece una zona intermedia de estabilidad de la austenita. En el caso de la curva de la derecha, la austenita es estable a temperaturas entre 450 y 500°C durante más de 16 horas. Este intervalo de estabilidad relativa de la austenita tiene interés en ciertos tratamientos



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termomecánicos, tratamientos en los que se somete al acero de forma simultánea a una variación programada de temperatura y a la acción de solicitaciones mecánicas prefijadas.

Figura 3.5. Curvas T.T.T. de aceros con un 0,4% de carbono y un 0,9% de cromo austenizado a 840°C (izquierda) y de otro con un 0,5% de carbono y un 3,1% de cromo austenizado a 900°C (derecha)

Mención aparte merece el caso del boro que se añade intencionadamente en la formulación de algunos aceros de construcción en porcentajes comprendidos entre el 0,002 y 0,005%. El boro, cuando está presente en estas cantidades, dificulta mucho más la nucleación de la ferrita proeutectoide que la de la ferrita bainítica. Como consecuencia de esto, la curva correspondiente a las transformaciones Ar’ sufre un mayor desplazamiento hacia la derecha con la adición de boro que la de las Ar”. El desplazamiento de la curva que describe la cinética de las transformaciones Ar’, a igualdad de contenido de boro, es mayor cuanto menor es el contenido en carbono del acero. Si el contenido de boro supera los límites que se han indicado con anterioridad, se forman boruros en el borde de grano austenítico que promueven la nucleación

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heterogénea de la ferrita proeutectoide y, por tanto, producen un efecto contrario al buscado.

4. OTROS FACTORES QUE INFLUYEN SOBRE LAS CURVAS T.T.T. El primer factor a considerar es el tamaño de grano. Este parámetro afecta fundamentalmente a la posición de las curvas T.T.T., cuanto mayor sea el grano, menor es la superficie de borde de grano disponible para la nucleación heterogénea de las fases que se forman en las transformaciones Ar’ y Ar” y, en consecuencia, más desplazadas hacia la derecha aparecen las curvas T.T.T. La figura 4-1 muestra los resultados para un acero al carbono que se ha austenizado a diferentes temperaturas.

El siguiente factor a considerar es la temperatura de austenización. Como se acaba de ver, la temperatura de austenización controla el tamaño del grano austenítico en el caso de los aceros al carbono pero, además, tiene otros efectos.

En el caso de los aceros aleados con ciertos elementos carburígenos, afecta a la composición de la austenita. Esto se debe a que los carburos de los elementos de aleación son más estables que la cementita de modo que su disolución en la austenita se produce a temperaturas más elevadas. Las curvas que se muestran en la figura 4-2 describen como varía la composición de la austenita de un acero de alta aleación en función de la temperatura de austenización. De su examen se concluye que, al crecer la temperatura de austenización aumenta el contenido de wolframio, vanadio y carbono en la austenita o, lo que es lo mismo, se van disolviendo progresivamente los carburos de wolframio y vanadio. Nótese que la disolución de los carburos de wolframio no ha finalizado a 1300°C.

Como al elevar la temperatura de austenización la austenita se enriquece en elementos disueltos, las curvas T.T.T. deben desplazarse hacia abajo y hacia la derecha.



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Figura 4-1. Curvas de 50% de transformación para diferentes muestras de un acero de 0,63% de carbono con distinto tamaño de grano

Figura 4-2. Influencia de la temperatura de austenización sobre la composición química de la austenita de un acero de composición: %C = 0,75, %W = 18,5, %Cr = 4,75, %V = 1,35

Un tercer factor a considerar es la presencia de inclusiones no metálicas. Ciertos aceros se tratan en estado líquido con aluminio con una doble intención: por un lado, se busca desoxidar el caldo y, por otro lado, se pretende provocar la formación de precipitados muy finos de nitruros de aluminio (de menos de 0,1 Pm de diámetro) por reacción con el nitrógeno disuelto en el metal fundido. Estos precipitados bloquean el movimiento de los bordes de grano durante la permanencia a la temperatura de

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austenización limitando el crecimiento de grano. La figura 4-3 muestra que, por este procedimiento, es posible bloquear el crecimiento del grano austenítico hasta temperaturas cercanas a los 1000°C. Por encima de 1000°C se produce la disolución de los nitruros, y el tamaño de grano crece del mismo modo que en los aceros que no se trataron con aluminio en estado líquido. Efectos análogos se pueden lograr con la adición de cantidades apropiadas de

vanadio, niobio o titanio a fin de formar

carbonitruros de estos elementos de aleación. La reducción del tamaño de grano que se consigue por estos mecanismos provoca un desplazamiento de las curvas T.T.T. hacia arriba y hacia la izquierda. El efecto que se acaba de describir se ve amplificado por la nucleación heterogénea de los productos de descomposición de la austenita sobre las inclusiones no metálicas que se encuentran en el interior de los granos de austenita.

Por tanto, los aceros de grano fino y los que presentan gran cantidad de inclusiones, tienen curvas T.T.T. desplazadas hacia arriba y hacia la izquierda, con respecto a los aceros de grano grueso y más limpios. 0

Acero normal

Tamaño de grano

1

Acero normal

2 3 4

Acero grano fino Acero de grano fino

5 6 7 8 800

900

1000

1100

1200

1300

Temperatura de austenización (°C)

Figura 4-3. Comparación entre el crecimiento del tamaño de grano austenítico para dos aceros de composición %C = 0,43, %Si = 0,23, %Mn = 0,75, uno normal y otro con tamaño de grano controlado

Además de los factores que se acaban de comentar, hay otros que pueden influir sobre la descomposición isotérmica de la austenita de un acero como la segregación y la presencia de tensiones, tanto internas como impuestas externamente. El efecto del primer factor es obvio ya que las variaciones de composición química se traducen en



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cambios de la cinética de las transformaciones Ar’ y Ar” y de la temperatura MS. Para comprender como afectan las solicitaciones mecánicas a las transformaciones martensíticas, hay que tener presente que estos cambios de fase se producen con aumento de volumen de modo que se ven favorecidas por un estado tensional de tracción y retardadas por otro de compresión.

De toda la discusión anterior cabe concluir que la información proporcionada por las curvas T.T.T. es siempre aproximada y que, en consecuencia, debe ser manejada con cierta precaución.

5. CURVAS C.C.T. En la mayoría de los procesos de interés industrial no se busca la descomposición de la austenita a temperatura constante sino que se pretende transformar la austenita por medio de enfriamientos continuos. Como las curvas T.T.T. que se han descrito no son, en principio, aplicables al estudio de las transformaciones que se producen en el enfriamiento continuo, se han desarrollado otras representaciones que permiten describir estos fenómenos. Las gráficas que se construyen con este fin se llaman curvas C.C.T., iniciales de las palabras inglesas “continuous cooling transformation”.

La figura 5-1 muestra la curva C.C.T. de un acero aleado con níquel. Sobre el diagrama se han marcado con trazo grueso continuo las líneas de comienzo y fin de transformación y con trazo discontinuo la línea del 50% de transformación. Con trazo fino se han dibujado las líneas que corresponden a distintos enfriamientos continuos, y en el extremo inferior de estas líneas se indica cuál es la dureza que se alcanza cuando la austenita se enfría hasta temperatura ambiente a lo largo de cada una de ellas.

Como ejemplo que ilustra el manejo de estos diagramas se van a estudiar las modificaciones que se producen cuando este acero se austeniza a 900°C durante

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media hora y a continuación se enfría hasta temperatura ambiente a una velocidad media de 1°C/s.

El primer paso es identificar la línea de enfriamiento que corresponde a esta velocidad que, en este caso, resulta ser la que conduce a una dureza de 30 HRC. En efecto, cuando se enfría desde 900°C a lo largo de esta línea, se alcanza la temperatura ambiente en poco menos de 1000 segundos.

Una vez localizada la línea adecuada, es fácil señalar cuáles son las transformaciones que se producen y cuál es su extensión. La línea de enfriamiento no corta la curva de comienzo de formación de ferrita hasta que la temperatura ha descendido cerca de los 650°C. Este proceso finaliza a los 610°C con una transformación total del 8% (esta cifra aparece marcada junto a la curva de enfriamiento).

Cuando la temperatura desciende más empieza a formarse bainita, alcanzándose el 50% de transformación de la austenita (8% de ferrita y 42% de bainita) a unos 525°C. A 375°C, temperatura a la que termina esta transformación, se tiene una estructura formada por un 8% de ferrita, un 65% de bainita y un 27% de austenita. Esta austenita se mantiene estable hasta alcanzar los 275°C, temperatura a la que comienza la formación de martensita.

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

Las curvas C.C.T. de comienzo de transformación tienen un aspecto similar al de las curvas T.T.T. y aparecen desplazadas hacia abajo y hacia la derecha respecto a aquéllas.



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Figura 5-1. Curva C.C.T. de un acero con 0,4% C aleado con 0,93% Ni

6. APLICACIÓN DE LAS CURVAS T.T.T. Y C.C.T. Las curvas C.C.T. que se acaban de describir permiten estudiar cómo varía la estructura de un acero, que se ha austenizado previamente, en un enfriamiento continuo. Como situaciones de este tipo se dan en gran número de procesos industriales de interés, las curvas C.C.T. son herramientas adecuadas para interpretar los cambios estructurales que acompañan a estos procesos y, en consecuencia, las modificaciones de propiedades que causan.

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La curvas T.T.T. son aplicables en sentido estricto sólo al estudio del progreso de las

transformaciones que se producen en los tratamientos térmicos que buscan

provocar la descomposición de la austenita a temperatura constante.

Sin embargo, como la construcción de las curvas C.C.T. es más laboriosa que la de las T.T.T., aquéllas son menos abundantes que éstas en la bibliografía y podría darse la situación de que no se dispusiera de la curva C.C.T. del acero en cuestión y sí se contara con la curva T.T.T., pero teniendo en cuenta que ésta está desplazada hacia arriba y hacia la izquierda con respecto a la C.C.T. y que sus morfologías son similares, pueden emplearse las T.T.T. con ciertas precauciones para sustituir a las C.C.T. Un ejemplo es el de la figura 6-1 que muestra como las curvas T.T.T. se pueden emplear para obtener información sobre las transformaciones que se producen en otros enfriamientos continuos cuando no se dispone de la curva C.C.T. adecuada.

Como resumen de lo tratado en este tema se puede concluir que las curvas T.T.T. y las C.C.T. son herramientas fundamentales para analizar algunas etapas de aquellos procesos de interés tecnológico en los que se produce la descomposición de la austenita presente a temperaturas elevadas.

Figura 6-1. Estructuras que se pueden encontrar a temperatura ambiente en un acero aleado, en función de la velocidad de enfriamiento, desde el estado austenítico utilizando la curva T.T.T.


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12. TEMPLE

CAPÍTULO 12: TEMPLE

1. TRATAMIENTOS DE LOS ACEROS Los aceros admiten un conjunto de tratamientos cara a optimizar su respuesta a solicitaciones muy diversas: mecánicas, térmicas, corrosivas, abrasivas, magnéticas, eléctricas, dilatométricas, etc.

Existen por ello una gran variedad de tratamientos, que pueden afectar al conjunto de la pieza o sólo a su superficie exterior, para responder a dichas solicitaciones, hablándose de tratamientos en masa o tratamientos superficiales y, a su vez, los tratamientos pueden ser de tipo térmico, mecánico, químico, termomecánico, termoquímico, etc.

Sin duda los tratamientos más habituales de los aceros son los tratamientos térmicos en masa, que pueden ser anisotérmicos o isotérmicos, según que el ciclo temperatura-tiempo consista en un calentamiento hasta una cierta temperatura seguido de un enfriamiento continuo de mayor o menor velocidad (anisotérmicos), o que tras el calentamiento se produzca un enfriamiento rápido hasta una cierta temperatura a la que permanece una estancia más o menos prolongada (isotérmicos).

En este capítulo y posteriores se estudian los tratamientos de los aceros de mayor implantación industrial, dada la imposibilidad de abordar todos los existentes.

En el caso de los tratamientos térmicos, los más habituales, el ciclo temperaturatiempo empieza siempre por el calentamiento a una cierta temperatura. Este calentamiento debe efectuarse siempre de forma que la velocidad de calentamiento no produzca diferencias de temperaturas superiores a 20ºC entre puntos distanciados una pulgada (2,54 cm). Técnicamente se utilizan tiempos totales de calentamiento entre media y una hora por pulgada de espesor de la pieza, en particular si se superan los puntos críticos Ac1 y Ac3 del acero.

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El objeto de esta precaución es evitar tensiones internas debidas a diferencias dilatométricas entre puntos de temperaturas distintas, o las más graves asociadas a cambios estructurales en el acero.

El mantenimiento a la temperatura prefijada debe conseguir no sólo la homogeneidad térmica de la pieza sino, en lo posible, también la homogeneidad química entre granos de la misma fase que, evidentemente, es menor al aumentar la velocidad de calentamiento.

Otro

factor

importante

en

el

calentamiento

es

evitar

oxidaciones

y/o

descarburaciones superficiales en las piezas, producidas por ciertas atmósferas. Cada vez tienen más uso los hornos con atmósferas protegidas, o incluso los de vacío para aplicaciones específicas.

Debe considerarse que muchas deformaciones o roturas que se detectan tras el enfriamiento no son achacables a éste, sino a un calentamiento incorrecto que puede generar microgrietas en el calentamiento y que alcanzan el nivel macroscópico en el enfriamiento.

2. EL TEMPLE Desde un punto de vista termodinámico una aleación templada es una aleación en estado fuera de equilibrio y, en ese sentido, puede definirse el tratamiento de temple como un ciclo térmico que conduce a la obtención, a temperatura ambiente, de una microestructura distinta de la del equilibrio. Si la microestructura de equilibrio es la correspondiente a enfriamientos infinitamente lentos puede entenderse que los enfriamientos más rápidos, que dan lugar a fases templadas, son los inherentes al tratamiento de temple.

En el caso del acero, el tratamiento clásico de temple implica la obtención de martensita tras el enfriamiento y, por tanto, la obtención de una dureza y resistencia mecánica mucho más elevada que la correspondiente al estado de equilibrio. Sin embargo, el aumento de dureza tras el temple no es general y para otras aleaciones las


Temple.

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estructuras templadas pueden ser de menor dureza que las de equilibrio. Este es el caso de las aleaciones de aluminio en las que el tratamiento de temple, o de solubilización, consiste en un enfriamiento adecuado de una solución sólida, homogénea a alta temperatura, que permite mantenerla metaestablemente a temperatura ambiente, evitándose la segregación del soluto por la variación con la temperatura de la solubilidad. También es el caso de los aceros inoxidables austeníticos del tipo 18%Cr-8%Ni, en los que el llamado “hipertemple”, enfriamiento rápido en agua desde 1050ºC, evita la precipitación de los carburos de cromo que se produce con un enfriamiento más lento de la austenita, origen de la corrosión intergranular.

En el caso de los aceros de construcción el temple clásico va seguido inseparablemente del tratamiento de revenido y el conjunto de ambos tratamientos se conoce como “bonificado”. El objeto del tratamiento de bonificado es obtener una microestructura que proporcione las características mecánicas más adecuadas para la solicitación requerida, alcanzando un equilibrio óptimo entre las propiedades resistentes y las plásticas.

Para los aceros de herramientas no se habla de bonificación pues, aunque el temple va seguido siempre de revenido, el objeto del tratamiento está claramente dirigido al aumento de dureza, y no a soluciones de compromiso entre dureza y tenacidad como en los aceros de construcción.

3. MECANISMO DEL TEMPLE El tratamiento de temple consiste en el calentamiento del acero hasta una temperatura llamada temperatura de temple, el mantenimiento a dicha temperatura durante un cierto tiempo y el enfriamiento posterior en un medio adecuado llamado medio de temple.

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Las precauciones generales a tener en cuenta en las etapas de calentamiento y permanencia a temperatura son del máximo interés y es preciso extremar el control de ambos procesos pues, muchas veces, los defectos obtenidos en las piezas tras el temple (grietas, deformaciones, etc.) tienen su origen en ellos y no en el enfriamiento posterior. En particular, conviene asegurar durante el calentamiento unas diferencias térmicas entre el exterior y el núcleo de las piezas suficientemente pequeñas, sobre todo en las proximidades de los puntos de transformación, diferencias que han de ser tanto menores cuanto mayor sea la complejidad morfológica de las piezas y sus variaciones de espesor.

En cuanto a la permanencia ésta debe ser lo suficientemente prolongada para asegurar la homogeneidad térmica y, en lo posible, química de la pieza y, por otra parte, no alargarla innecesariamente por el desfavorable crecimiento del tamaño de grano que ello supondría. En cualquier caso, durante el calentamiento y la permanencia debe evitarse la decarburación o la oxidación superficial del acero, mediante el empleo de hornos de sales o de mufla con atmósferas protectoras, vacío, etc.

La etapa de enfriamiento es la diferencial con respecto a otros tratamientos anisotérmicos dado que la velocidad de enfriamiento necesaria para obtener martensita, variable entre puntos distintos de la pieza, y entre aceros de distinta composición química, debe alcanzar un cierto valor mínimo. Este valor es el conocido como velocidad crítica de temple y, en principio, viene determinada por la velocidad de enfriamiento necesaria para alcanzar MS sin transformación previa alguna de la austenita (figura 3-1).

La velocidad crítica de temple será pues tangente al punto situado más a la izquierda de la curva inicial de enfriamiento continuo (C.C.T.) del acero. Si no se dispone de la curva C.C.T. del acero puede utilizarse la curva T.T.T. de enfriamientos isotermos dado que, por el desplazamiento relativo de ambas curvas, la velocidad crítica de temple VC calculada con la curva T.T.T. es superior a la que se obtendría con la curva C.C.T.


Temple.

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237

Figura 3-1. Velocidad crítica de temple

La obtención de estructuras totalmente martensíticas en los puntos más al interior de la pieza requerirán, al menos, enfriamientos a velocidades VC dando lugar al llamado “temple perfecto, completo o total”.

Esta velocidad puede ser excesivamente alta a efectos prácticos para una pieza determinada, y se conoce como “temple correcto o incompleto” a aquél que permite obtener un mínimo del 50% de martensita en el núcleo de la pieza. Excepto para piezas de pequeño espesor y morfología simple, el temple correcto suele ser el más indicado para evitar riesgos de aparición de grietas o deformaciones excesivas en las piezas por enfriamientos de alta velocidad.

Los factores, pues, que influyen en el temple son derivados del propio acero, de la pieza y del medio de temple. A continuación se estudian estos factores separadamente.

4. FACTORES DEL TEMPLE 4.1. Factores debidos al acero Los factores del temple inherentes al acero son los siguientes: composición química, temperatura de temple, tamaño de grano y contenido inclusionario del acero.

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4.1.1. Composición química La velocidad crítica de temple viene definida por la situación de la curva C.C.T. inicial o, si ésta se desconoce, por la T.T.T.

La posición de estas curvas, así como la de las temperaturas MS y MF, depende del contenido en carbono y de los elementos de aleación, de forma que su aumento conduce a un desplazamiento en el sentido de aumentar el tiempo de retardo de las transformaciones Ar’ y Ar’’, así como de disminuir la temperatura MS. La velocidad crítica de temple disminuye, por tanto, con el aumento del contenido en carbono y con la adición de elementos de aleación.

La disminución de las temperaturas MS y MF puede llevar a que a temperatura ambiente no haya acabado la transformación martensítica, quedando un porcentaje de austenita sin transformar. Esta austenita, llamada austenita retenida, AR, aparece en tanto mayor cantidad cuanto más elevado sea el porcentaje de carbono del acero y de los elementos de aleación.

Es difícil determinar cuantitativamente la influencia de los elementos de aleación pues aunque su estudio es posible aisladamente, éste se complica extraordinariamente ante la presencia simultánea de varios de ellos. En cualquier caso, debe conocerse que la influencia aislada no es lineal y que, incluso, puede ser de sentido opuesto según el porcentaje de adición, así como que aquélla es variable según la temperatura de transformación. Se comprenderá que la complejidad de los factores que intervienen y la multiplicación de elementos posibles de aleación hagan difícil la optimización de la composición química de un acero.

Tampoco es desdeñable la influencia de la composición química del acero sobre su conductibilidad térmica y, por tanto, sobre la velocidad crítica de temple. Los aceros de más alta aleación suelen tener conductibilidad térmica menor que los aceros al carbono, aunque aquéllos tienen como ventaja, en general, una menor oxidabilidad a alta temperatura, lo que se traduce en la menor formación de capas gruesas de óxido que en el enfriamiento brusco se desprenden parcialmente, dando lugar a la aparición de distintas velocidades de enfriamiento y diferentes durezas en puntos de la superficie.


Temple.

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4.1.2. Temperatura de temple Los aceros hipoeutectoides se templan siempre a temperaturas superiores a Ac3, siendo en general la temperatura de temple Tt = Ac3 + (30 – 50ºC). Por el contrario, los aceros hipereutectoides al carbono o de baja aleación se templan a temperaturas intercríticas entre Ac321 y Accm siendo Tt = Ac321 + (30 – 70ºC). En este estado, el acero está formado por austenita y cementita o carburos de los elementos de aleación y tras el temple, se obtendrá martensita, carburos y una cierta cantidad de austenita retenida. Al ser la dureza de la cementita y de los carburos superior a la de la martensita el temple intercrítico es ventajoso, pues se reduce la temperatura de temple, el choque térmico en el enfriamiento y el tamaño de grano de la austenita, consiguiéndose una mayor dureza, un menor peligro de aparición de deformaciones y grietas y una martensita más fina y, por tanto, de mejores propiedades.

La elevación de temperatura por encima de Ac321 depende de la composición química del acero y los resultados que se quieran obtener. Las temperaturas más altas se emplean para temples en aceite y las más bajas para temples en agua..

Sin embargo, los aceros hipereutectoides de alta aleación se templan desde temperaturas de austenización completa que pueden oscilar entre los 1150º y los 1325ºC. Estas temperaturas son precisas para disolver parcialmente en la austenita los carburos de elementos de aleación (Cr, Mo, W, V, ...) que poseen alta temperatura de disolución. Estos carburos restarían gran cantidad de carbono a la austenita en caso de no disolverse en ella y, por tanto, limitarían su capacidad de temple impidiendo la formación de martensita.

A pesar de utilizar tan altas temperaturas de temple la disolución de carburos en la austenita no es total, pues no sólo es precisa una temperatura adecuada sino un tiempo suficiente para la solubilización.

El crecimiento de grano austenítico en estos aceros de alta aleación, a pesar de utilizar temperaturas de temple superiores a Accm, está limitado por el enclavamiento que los carburos suponen para los límites de grano.

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Los aceros al carbono eutectoides, por el contrario, son muy sensibles al crecimiento de grano, pues no disponen de una zona bifásica entre los puntos críticos inferior y superior en la que la segunda fase limita el crecimiento del grano austenítico. Estos aceros, de amplia utilización en la fabricación de herramientas por su bajo precio y excelente comportamiento en servicio, tienen temperaturas de temple tan próximas como sea posible al punto Ac321 con objeto de limitar el crecimiento de grano por sobrecalentamiento.

En general, y aunque es conocido el efecto de disminución de la velocidad crítica de temple por aumento de la temperatura de austenización, ya sea completa o parcial, nunca debe sobrepasarse la temperatura recomendada sin riesgo de obtener unas propiedades mecánicas peores y un peligro mayor de agrietamiento y deformaciones.

La influencia de la temperatura de temple sobre la cantidad de austenita retenida, AR, obtenida a temperatura ambiente es notable. En la figura 4-1 se representa el porcentaje de AR que puede obtenerse en un acero de herramientas al carbono con 1,2%C en función de la temperatura de temple.

Figura 4-1. Cantidad de AR en función de la temperatura de temple para un acero de herramientas con 1,2%C

La cantidad de AR puede alcanzar el 50% para una temperatura de temple de 1000ºC, muy superior a la recomendable para dicho acero (770ºC).


Temple.

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4.1.3. Tamaño de grano El tamaño de grano austenítico influye apreciablemente sobre la velocidad crítica de temple y está directamente relacionado con la temperatura de austenización. Los aceros de grano grueso, bien sea éste inherente a su composición química, o bien su engrosamiento sea debido a una mayor temperatura de austenización, presentan menor velocidad crítica de temple, aunque nuevamente sean los aceros de grano fino los que permitan obtener las propiedades mejores y, en especial, una tenacidad mayor.

También debe destacarse que los resultados mejores se obtienen con aceros de grano fino y austenita muy homogénea por estancia suficiente a la temperatura de austenización. Debe tenerse en cuenta que al sobrepasar Ac1 los aceros hipoeutectoides están formados por austenita, que posee en disolución todo el carbono del acero, y ferrita cuyo contenido en carbono es prácticamente nulo; esto implica que al sobrepasar Ac3 habrá austenita muy rica y muy pobre en carbono, necesitándose un cierto tiempo para homogeneizar químicamente aquélla. Este tiempo es muy superior al necesario para la homogeneización térmica de la pieza. En la práctica se limita con objeto de no penalizar el coste del tratamiento y evitar el engrosamiento del grano por estancia prolongada a la temperatura de austenización, y más teniendo en cuenta la posibilidad de descarburar u oxidar el acero en hornos sin atmósferas protectoras.

En aceros eutectoides la homogeneidad de la austenita es menos crítica que en el caso de los aceros hipoeutectoides pues, prácticamente, la estructura está formada por perlita, aunque tanto para los aceros eutectoides como los hipereutectoides sea preferible partir de aceros globulizados más homogéneos que los formados por estructuras laminares.

En la figura 4-2 se ha representado para un acero de herramientas al carbono con 1,2%C, el tamaño de grano que se obtiene en función de la temperatura de temple.

La gráfica muestra como el tamaño de grano aumenta de forma continua con la temperatura.

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Tamaño de grano

2 4 6 8 700º

800º

900º

1000º 1100º 1200º 1300º

TºC Figura 4-2. Tamaño de grano de un acero de herramientas con 1,2%C en función de la temperatura de temple

4.1.4. Contenido inclusionario Es sabido el efecto que sobre la nucleación heterogénea tienen las inclusiones, metálicas o no, del acero. Los aceros con menor contenido inclusionario presentan menores velocidades críticas de temple.

4.2. Factores debidos a la pieza La forma y dimensiones de la pieza son particularmente importantes en el temple de los aceros. Piezas de gran espesor tendrán en su núcleo velocidades de enfriamiento pequeñas que conducirán a microconstituyentes tipo Ar’’ o Ar’, aún templándolas en medios de alto poder refrigerante, dando lugar a temples incorrectos.

La morfología de la pieza es tan importante como sus dimensiones, pues piezas con grandes variaciones de sección y formas complicadas son más susceptibles al agrietamiento que piezas con dimensiones regulares. Tan importante o más que la tendencia al agrietamiento es la deformación causada por el temple en las piezas, ya que o bien la inutilizan o necesitan de costosos procesos de enderezado con el riesgo de rotura.


Temple.

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En la figura 4-3 se representa la velocidad de enfriamiento instantánea a 704ºC, temperatura a la que aquélla es máxima, de un redondo de 100 mm de diámetro de acero al carbono de construcción, con 0,10%C, al enfriarse en agua ligeramente agitada.

Figura 4-3. Velocidades de enfriamiento instantáneas a 704ºC en puntos de un redondo de 100 mm de diámetro al enfriarse en agua agitada

Es fácil comprender que las diferencias entre las velocidades de enfriamiento de los diversos puntos del radio del redondo, conducen a microestructuras muy distintas si dichas velocidades son inferiores a la velocidad crítica de temple y, por tanto, a durezas decrecientes de la periferia al núcleo del redondo.

4.3. Factores debidos al medio de enfriamiento La velocidad de enfriamiento depende, además de factores inherentes al acero y de la forma y dimensiones de la pieza, del poder refrigerante del medio de enfriamiento.

Los medios de temple más habituales son los siguientes: agua, aceite, aire, sales fundidas, metales fundidos (Pb, Hg, aleaciones, etc.) y de menos utilización son los lechos fluidizados, disoluciones de polímeros y vacío.

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El poder refrigerante de un medio de temple es función de la llamada “severidad” de temple, H, expresada por la ecuación:

H

M 2K

donde M es el coeficiente de película de la interfase que depende de la conductividad térmica de aquélla, y K es la conductibilidad térmica del acero. Cuanto mayor sea H mayor es el poder refrigerante del medio de temple, siendo su valor variable entre 0,02 correspondiente al aire tranquilo y 12 del agua fuertemente agitada. El valor H = 1 corresponde al agua tranquila.

La velocidad instantánea de enfriamiento para un redondo dado varía mucho de una temperatura a otra, siendo el máximo para el intervalo 725º-675ºC y decreciendo hasta la temperatura del baño de temple (figura 4-4).

Figura 4-4. Velocidades instantáneas de enfriamiento (ºC/s) a diversas temperaturas para redondos de diferentes diámetros templados en agua agitada La explicación de la diferencia entre las velocidades instantáneas de enfriamiento a diversas temperaturas, ha sido dada por Pilling y Linch que determinaron las curvas de enfriamiento T-t para diversos medios de temple. Estas curvas muestran tres zonas bien diferenciadas, aunque de duración distinta para los diversos medios (figura 4-5).


Temple.

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En la zona I, nada más introducir el acero a temperatura entre 800º y 900ºC en el agua, ésta vaporiza y rodea completamente el redondo. La capa gaseosa es continua durante unos segundos si no hay movimiento relativo entre el agua y la pieza. El enfriamiento es por conducción y radiación a través de la capa gaseosa, lo que justifica la pequeña velocidad de enfriamiento en esta fase, que depende de la conductibilidad del vapor y de la temperatura de ebullición del líquido.

Figura 4-5. Curva de enfriamiento de un redondo de 10 mm en agua no agitada

En la zona II se obtienen las mayores velocidades de enfriamiento, aunque la duración de esta zona es relativamente corta. Ahora la capa gaseosa rompe su continuidad al formarse numerosas burbujas de vapor que suben hacia la superficie por corrientes de convección. Paulatinamente el acero va rodeándose de líquido.

En la tercera zona, que para el agua se sitúa alrededor de los 300ºC, el acero está rodeado totalmente por líquido y el enfriamiento es por conducción y convección, siendo la velocidad de enfriamiento más lenta que en las dos zonas anteriores y dependiente de la conductibilidad del líquido.

Se comprende la importancia de la agitación de la pieza y/o del medio de temple con objeto de incrementar la velocidad de enfriamiento, en particular en la primera zona para romper la continuidad de la capa gaseosa y en la tercera para reemplazar líquido caliente por otro de menor temperatura.

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Las variables que rigen el poder refrigerante de un líquido son : x

grado de agitación

x

temperatura de ebullición

x

temperatura inicial

x

conductibilidad térmica del vapor

x

conductibilidad térmica del líquido

x

viscosidad

x

calor específico

x

calor de evaporación

Es muy habitual en el caso del agua acortar la duración de la primera zona inestabilizando la capa de vapor por la adición de sosa cáustica, cloruro o carbonato sódico. De esta forma se aumenta su poder refrigerante, y se evita la aparición de puntos blandos en las piezas originados por la persistencia en algunas zonas de la capa de vapor.

5. DEFORMACIONES, TENSIONES Y GRIETAS DE TEMPLE El peligro de agrietamiento y deformación de las piezas en el temple tiene su origen en tensiones de dos orígenes distintos: tensiones térmicas motivadas por la diferente velocidad de enfriamiento entre la superficie y el núcleo de la pieza, y tensiones debidas a los cambios de volumen inherentes a la transformación de la austenita en otros microconstituyentes, llamadas tensiones estructurales.

Al enfriar la pieza la superficie lo hace con una velocidad mucho mayor que el núcleo sufriendo una contracción igualmente mayor que aquél. A temperatura alta el acero se encuentra en estado plástico y la resistencia a la deformación es pequeña, por lo que en esos momentos pueden producirse deformaciones en la pieza. Por el contrario, a temperaturas más bajas la deformación es más difícil y la diferencia de velocidades de enfriamiento se traduce en tensiones internas. Más importantes son las tensiones originadas en las transformaciones, pues al alcanzar la periferia MS se


Temple.

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produce la transformación de la austenita en martensita lo que implica un aumento de volumen (del 4% para un acero al carbono con 1%C), en estos momentos la periferia se encuentra en tracción mientras que el núcleo está sometido a compresión. Éste al estar en estado austenítico y más caliente absorbe sin dificultad estos esfuerzos.

Cuando el núcleo empieza a transformarse en martensita se invierte la situación, pero ahora la periferia está formada por martensita muy poco plástica y a baja temperatura, mientras que antes el núcleo era austenítico y se encontraba a temperatura relativamente alta.

Como resultado de las tensiones generadas puede haber rotura de la pieza, aflorando la grieta a la superficie aún cuando su inicio fuera en zonas más al interior.

Los factores que influyen en el peligro de agrietamiento de una pieza dependen de la forma y dimensiones de ésta, de la composición del acero y de la severidad del medio de temple.

La forma y dimensiones de la pieza fijan los gradientes de temperatura y los posibles concentradores de tensiones. Deben evitarse entrantes y salientes al tratarse de zonas más calientes con mayores gradientes térmicos, así como las diferencias bruscas de sección que hacen de concentradores de tensiones.

La composición química del acero fija la situación de M S y, por tanto, la temperatura a la que tiene lugar la dilatación origen del agrietamiento.

En los aceros aleados y de mayor contenido en carbono MS es más baja y menor la plasticidad del acero, por lo que el peligro de agrietamiento es mayor.

En cuanto a la severidad del medio de temple, cuanto mayor sea mayor es el peligro de aparición de grietas al ser más acusados los gradientes térmicos. Por ello debe elegirse siempre el medio de temple que teniendo menor severidad conduzca al temple adecuado, siendo generalmente el temple correcto el preferido sobre el perfecto cuando la morfología de las piezas es complicada.

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6. TEMPLABILIDAD Se denomina templabilidad a la capacidad que tiene un acero de formar martensita, por enfriamiento adecuado, en puntos del interior de la pieza.

La templabilidad está ligada a la velocidad crítica de temple y, por tanto, a la morfología y situación de la curva C.C.T. con respecto al eje de temperaturas.

Los aceros al carbono no aleados que poseen velocidades críticas de temple altas (entre 600ºC/s y 200ºC/s para contenidos de carbono entre 0,20% y 0,8%, respectivamente) no darán temples correctos más que en secciones muy delgadas, inferiores a 10 mm; sin embargo, los aceros aleados que tienen velocidades críticas mucho más pequeñas, inferiores a los 50ºC/s, darán temples correctos para espesores muy superiores.

Los llamados aceros “autotemplantes” conducen a estructuras de temple correctas por enfriamiento al aire incluso en secciones gruesas.

Mientras que la templabilidad del acero depende de su contenido en carbono y de los elementos de aleación, la dureza máxima obtenida tras el temple sólo es función del contenido en carbono y del porcentaje de martensita obtenido, siendo la influencia de los elementos de aleación sobre la dureza prácticamente despreciable.

En la gráfica de la figura 6-1 se representa en función del contenido en carbono del acero la dureza HRC alcanzada tras el temple, según el porcentaje de martensita obtenido.

Dada la importancia de la templabilidad del acero sobre la resistencia obtenible en secciones gruesas se detallan a continuación los métodos que permiten determinarla.


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Temple.

60 Dureza Rockwell C

90% 99’9% de martensita

50

Dureza mínima que conviene conseguir después del temple

40 80% 30 50% 20

10

0.10

0.20

0.30

0.40

0.50

0.60

0.70

0.80

0.90

1.00

% de carbono

Figura 6-1. Dureza alcanzada tras el temple en función del %C y del porcentaje de martensita obtenido

Estos métodos son los siguientes:

a. Examen de las fracturas de redondos templados

Se preparan redondos de distintos diámetros a los que previamente se efectúa una entalla en su zona central. Tras el temple en el medio adecuado se rompen los redondos por choque y se observa a simple vista el tamaño del grano de la fractura. El grano fino de la periferia corresponde a la zona de temple correcto, mientras que el grano grueso interior determina la zona que ha quedado sin templar con contenido en martensita inferior al 50%.

b. Ataque de las secciones transversales de redondos templados

Se cortan mediante tronzadora metalográfica redondos previamente templados y, tras la preparación adecuada de la sección, se ataca con nital. La zona de color más obscurecida en el interior del redondo corresponde a la zona sin templar, mientras que

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la corona exterior más clara es la zona templada correctamente. Ahora la coloración es equivalente al tamaño de grano de la fractura del punto anterior.

Tanto el método “a” como el “b” se utilizan para aceros al carbono no aleados en los que la transición entre la zona con temple correcto y la zona con porcentaje de martensita inferior al 50% es brusca. Para aceros aleados la transición es gradual y ambos métodos no proporcionan resultados satisfactorios.

c. Curvas en U

Sobre las secciones transversales de redondos templados se determinan durezas a lo largo del radio, construyéndose curvas como las indicadas en las figuras 6-2 (a) y (b). Los puntos de inflexión de dichas curvas determinan, aproximadamente, la zona que contiene el 50% de martensita.

Figura 6-2. Curvas en U de un acero al carbono no aleado (a) y de un acero aleado con igual contenido en carbono (b) en redondos de 50 mm de diámetro templados en agua

d. Método metalográfico

Este es el método más utilizado cuando se quiere conocer con precisión la situación de la zona con 50% de martensita, que separa las zonas correctamente templadas de las zonas sin templar.


Temple.

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Las modernas técnicas de análisis de imagen han permitido hacer más rápido y preciso este método, basado en la observación en microscopía óptica de las secciones transversales de redondos templados con la preparación metalográfica adecuada.

7. DIÁMETRO CRÍTICO IDEAL Los métodos expuestos anteriormente permiten fijar, para un redondo determinado, la situación de la zona correctamente templada, pero no pueden expresar numéricamente la templabilidad de un acero con composición química y tamaño de grano determinado.

Grossman, en 1935, introdujo el llamado “diámetro crítico ideal” que permite cuantificar numéricamente la templabilidad de un acero.

Se llama “diámetro crítico ideal”, Di, al diámetro en pulgadas del mayor redondo que templado en un medio ideal conduce a la obtención de un temple correcto en su centro. Este medio ideal de temple (H= f ) se caracteriza por tener una capacidad infinita de absorción de calor, lo que se traduce en que la superficie de la pieza adquiere instantáneamente la temperatura del medio de temple y ésta no varía a lo largo de todo el enfriamiento.

Por el contrario se llama “diámetro crítico”, DC, al diámetro en pulgadas del mayor redondo que templado en un medio determinado conduce a la obtención de un temple correcto en su centro. Cada acero tiene, por tanto, un diámetro crítico fijo según el medio de enfriamiento.

La determinación de Di se hace mediante el siguiente método experimental. Se preparan redondos de diferentes diámetros del acero y se templan en un medio determinado (agua, aceite, etc.). Por cualquiera de los métodos expuestos en el apartado anterior se determinan las zonas cuya estructura de temple es incorrecta al

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poseer menos del 50% de martensita. Si DU es el diámetro de la zona interior sin templar para un diámetro D determinado, se construye la curva D-DU reflejada en la figura 7-1.

La extrapolación de la curva construida con diferentes valores de D y DU determina, por su intersección con el eje de abcisas, el valor de DC pues en dicho punto DU=0.

Figura 7-1. Cálculo de DC para un acero templado en un medio determinado

A continuación se determina mediante el ábaco de Grossman (figura 7-2) el valor de Di en función del valor DC calculado anteriormente para un medio de temple de severidad H determinada (tabla I).

Los aceros de valores más altos de Di son los de mayor templabilidad, lo que permite cuantificar el efecto de los elementos de aleación en el acero. En la práctica, el valor de Di lo determina el acerista siendo un valor de catálogo del acero, lo que permite determinar DC para un medio determinado, y así saber el mayor redondo que admite temple correcto en aquél.


Temple.

Figura 7-2. Ábaco de Grossman

Tabla 1. Números de Grossman para distintos medios de temple

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8. ENSAYO JOMINY 8.1. Realización El ensayo Jominy se desarrolló en el año 1938 por Jominy y Boegehold, investigadores de la General Motors, con objeto de caracterizar un acero no por su composición química sino por su templabilidad.

Posteriormente el ensayo se ha relacionado con los trabajos de Grossman sobre templabilidad y diámetro crítico ideal permitiendo determinar Di, e incluso obtener teóricamente los resultados del ensayo Jominy partiendo de la composición química y el tamaño de grano del acero.

El ensayo, básicamente, consiste en templar una probeta cilíndrica, cuyas dimensiones se reflejan en la figura 8-1, mediante el dispositivo allí indicado. 1

1 /8 ‘’ 1

/8 ‘’

Soporte para la probeta Jominy

4 ‘’

1 ‘’

1

/2 ‘’ 1 /2 ‘’

Válvula para regular la altura del chorro de agua

Bomba

Agua

Figura 8-1. Dispositivo para el ensayo Jominy

La probeta mecanizada se austeniza durante 30 minutos a la temperatura de Ac3 + 60ºC y luego se templa enfriándola durante 10 minutos en el chorro de agua. Se obtienen a lo largo de la generatriz de la probeta velocidades de enfriamiento variables entre 333,3 ºC/s y 2,2 ºC/s.


Temple.

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Terminado el enfriamiento se toman durezas HRC a lo largo de la generatriz de la probeta en puntos distanciados 1/16 ‘’.

8.2. Curvas Jominy y bandas de templabilidad Con las durezas obtenidas se construye la curva representada en la figura 8-2, llamada curva Jominy.

Los aceros a los que se practica el ensayo Jominy son aceros de construcción al carbono o aleados.

La dureza máxima obtenida en la probeta corresponde a la base en contacto con el chorro de agua, y su valor es función del contenido en carbono del acero. La dureza mínima se obtiene en el otro extremo y es la correspondiente al enfriamiento al aire del acero.

Figura 8-2. Curva Jominy

La caída de dureza reflejada por la curva Jominy es función del tipo y cantidad de elementos de aleación presentes en el acero. Las curvas Jominy de aceros aleados permiten comparar muy fácilmente la influencia de los elementos de aleación sobre la templabilidad, sin necesidad de tener que recurrir a la construcción de las curvas C.C.T. El ensayo Jominy muestra que es preferible, para aumentar la templabilidad, la

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adición de pequeñas cantidades de varios elementos aleantes que una cantidad similar de uno único.

En la figura 8-3 se representa la influencia sobre la templabilidad de los elementos de aleación más habituales, considerados éstos aisladamente.

Figura 8-3. Influencia sobre la templabilidad de los elementos de aleación

En la figura 8-4 se representan las curvas Jominy de aceros que conteniendo los mismos porcentajes de elementos de aleación (0,8%Mn; 1%Cr; 0,20%Mo) tienen diferente contenido en carbono.

Figura 8-4. Influencia del %C en las curvas Jominy de aceros 0,8%Mn; 1%Cr; 0,20%Mo

La fácil y rápida realización del ensayo Jominy ha permitido emplearlo como especificación de recepción en los aceros de construcción al carbono o aleados,


Temple.

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sustituyendo a la composición química. Para ello se han establecido las llamadas “bandas de templabilidad” que limitan la zona donde debe encontrarse la curva Jominy del acero (figura 8-5).

Figura 8-5. Bandas de templabilidad


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CAPÍTULO 13: REVENIDO

13. REVENIDO

1. INTRODUCCIÓN Los aceros templados tienen una dureza y resistencia mecánica muy alta, función de su contenido en carbono, no siendo la combinación de características mecánicas obtenida la más favorable para la mayor parte de las aplicaciones habituales. Así, los aceros de construcción para temple y revenido tras el temple tienen elevada fragilidad, cuando lo que interesa es una solución de compromiso adecuada entre resistencia y tenacidad. Los aceros de herramientas, aunque precisan de durezas muy superiores a los de construcción, también conviene que no sean excesivamente frágiles para lo que se requiere reducir moderadamente la dureza obtenida por el temple.

El objeto del revenido es, por tanto, modificar las características mecánicas obtenidas tras el temple consiguiendo la combinación más adecuada para el trabajo en servicio. Esta variación de características es consecuencia de las modificaciones microestructurales que ocurren durante el revenido.

El revenido consiste en un calentamiento, habitualmente desde la temperatura ambiente, hasta una temperatura inferior a Ac1 o Ac321 y un mantenimiento adecuado a dicha temperatura. El mantenimiento a la temperatura de revenido es función del espesor de la pieza y, una vez homogeneizada térmicamente ésta, suele fijarse en 1 hora de permanencia para aceros de baja aleación y 2 horas para los de alta aleación. En cualquier caso el calentamiento conviene hacerlo tan lento como sea posible y, en especial, en los aceros de alta aleación.

El enfriamiento posterior desde la temperatura de revenido es generalmente al aire, aunque a veces ciertos aceros conviene enfriarlos en agua o aceite.

Algunos aceros de herramientas de media o alta aleación no conviene dejarlos enfriar tras el temple hasta la temperatura ambiente, por el peligro de aparición de

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grietas a dicha temperatura motivada por su extrema fragilidad, y por ello se les reviene inmediatamente después del temple sin dejar que las piezas bajen su temperatura de 80ºC. En general, lo más aconsejable es que el revenido se efectúe inmediatamente después del temple, en particular para los aceros de mayor dureza y piezas de morfología más complicada, aunque otros aceros y piezas menos sensibles al agrietamiento tras el temple se revienen pasado un tiempo más o menos largo.

El esquema del tratamiento es el indicado en la figura 1-1. En la figura (a) se indica el revenido más habitual, mientras que en la figura (b) se representa el llamado “doble revenido” que se aplica a los aceros de herramientas de más alta aleación, como se estudiará más adelante.

T

Ac3 - Accm

T

Ac3 - Accm

Ac1 – Ac321

(a)

t

Ac1 – Ac321

(b)

t

Figura1-1. (a) Temple + Revenido; (b) Temple + Doble revenido

La temperatura de revenido se elige en función de la modificación de características requerida; los aceros de construcción para temple y revenido en los que interesa valores altos de tenacidad se revienen a temperaturas entre los 500º y los 650ºC (revenidos altos), mientras que los revenidos bajos a temperaturas inferiores a los 250ºC se utilizan en los aceros de herramientas para los que se precisan las mayores durezas. Los revenidos intermedios son los adecuados cuando se requiere dureza y tenacidad.

Para el estudio de las modificaciones microestructurales de los aceros durante el revenido se van a distinguir dos casos: los aceros al carbono o de baja o media aleación, tanto de construcción como de herramientas, y los aceros de herramientas de alta aleación que contienen grandes cantidades de austenita retenida rica en carbono y elementos aleantes.


Revenido.

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2. MODIFICACIONES MICROESTRUCTURALES EN EL REVENIDO

2.1. Aceros al carbono o de baja o media aleación

Este es el caso de los aceros de construcción y de herramientas, tanto al carbono como de baja o media aleación, que tras el temple o no contienen austenita retenida o si la contienen no posee en disolución gran porcentaje de elementos de aleación.

En la figura 2-1 se representa, en función del contenido en carbono, la cantidad de austenita retenida, AR, que se obtiene para los aceros no aleados.

Figura 2-1. Porcentaje de AR en aceros no aleados en función del contenido en carbono

Las etapas que pueden distinguirse en el revenido de estos aceros son las siguientes: Primera etapa: A temperaturas inferiores a los 250ºC la martensita D, tetragonal, precipita el llamado carburo

de red hexagonal y de fórmula aproximada Fe2,4C,

transformándose en martensita E de red cúbica como consecuencia de su pérdida de carbono.

262

262



La morfología de la martensita E sigue siendo acicular como la martensita D. La martensita E suele contener alrededor del 0,25% de carbono y se obscurece al precipitar el carburo

en los límites de los primitivos subgranos de la austenita.

M

M +C

Segunda etapa: Si el acero contiene austenita retenida, AR, ésta se transforma entre los 200º y los 300ºC en un agregado de ferrita y carburos de apariencia micrográfica similar a la bainita inferior:

AR

Tercera etapa: El carburo

F+C

se transforma entre los 200º y los 350ºC en Fe3C. Esta

cementita precipita primero en los contornos de las agujas de ME así como en su interior. Al elevarse la temperatura dentro del intervalo mencionado la Fe3C del interior se redisuelve en la ME, al tiempo que la red de Fe3C de los contornos de las agujas de ME, inicialmente discontinua, se completa y engrosa.

La elevación de temperatura por encima de los 350ºC destruye esta red y la cementita se globuliza. Ahora el acero está formado por una matriz ferrítica en la que están embebidos los glóbulos de cementita. A las temperaturas más altas del revenido, 650ºC, la cementita coalesce y los glóbulos de Fe3C se engrosan.

En esta etapa el agregado de ferrita y carburos con apariencia de bainita inferior obtenido en la segunda etapa se transforma también en ferrita y cementita globulizada.

Cuarta etapa: En aceros aleados con elementos carburígenos (Cr, Mo, V, W, Ti, etc.) precipitan carburos a temperaturas entre 500º y 600ºC, dando lugar a un aumento de dureza llamada “dureza secundaria”.

La precipitación de estos carburos requiere unos contenidos mínimos de carbono y del elemento carburígeno en el acero. Así, por ejemplo, un acero con 0,35%C no da lugar al fenómeno de dureza secundaria sino se sobrepasa el 5%Cr, mientras que un acero con sólo 0,1%C da lugar a precipitación de carburos con tan sólo 0,45%Mo.


Revenido.

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263

Cuando existen distintos elementos carburígenos en el acero la precipitación empieza por los carburos del elemento de mayor avidez por el carbono, que ordenados en orden decreciente son: Zr; Ti; Nb; Ta; V; W; Mo y Cr.

El carburo puede tener distinta formulación según la temperatura de revenido y el porcentaje de elemento carburígeno presente en el acero. Por ejemplo: Cr7C3; Cr23C6; Mo2C; Mo6C; W2C; W6C; etc.

Como consecuencia del revenido, si éste se ha realizado a temperatura alta, el acero está formado por ferrita y cementita o carburos con una estructura tan fina que no es resoluble en microscopía óptica, y que suele conocerse como “martensita revenida”.

La transformación de la microestructura conduce a una pérdida de resistencia y dureza del acero y a un incremento de las propiedades plásticas (alargamiento y resiliencia), tanto más acusada cuanto mayor sea la temperatura del revenido.

En la micrografía 2-1 se representa la microestructura de un acero aleado de construcción de composición química C: 0,30%; Mn: 0,70%; Si: 0,20%; P< 0,03%; S< 0,03%; Cr: 0,8%; Ni: 2,5%; Mo: 0,5%, templado desde 825ºC en aceite y revenido una hora a 550ºC, mientras que la micrografía 2-2 corresponde a un acero de herramientas al carbono de composición C: 0,73%; Mn: 0,30%; Si< 0,25% templado en H2O desde 800ºC y revenido 1 hora a 150ºC.

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264



Micrografía 2-1 (x 500) Acero de construcción aleado templado desde 825ºC en aceite y revenido 1 hora a 550ºC

Micrografía 2-2 (x 500) Acero de herramientas al carbono templado desde 800ºC en agua y revenido 1 hora a 150ºC


Revenido.

265

265

2.2. Aceros de herramientas de alta aleación Los aceros de herramientas de alta aleación y gran contenido en carbono pueden llegar a tener tras el temple cantidades superiores al 40% de austenita retenida. Este es el caso de los aceros con alto contenido de carbono y elementos de aleación carburígenos, que se templan desde temperaturas superiores a Accm con objeto de disolver los carburos en la austenita para no perder templabilidad. Esta austenita muy rica en carbono y elementos de aleación es llamada austenita retenida refractaria, ARR, por su alta estabilidad y baja tendencia a transformarse en el revenido, necesitándose tiempos a veces superiores a las 1000 horas para su transformación completa.

Las etapas del revenido para estos aceros son las siguientes:

Primera etapa: Transcurre igual que en el caso anterior con la precipitación del carburo : M ÆM +C

Segunda etapa: En esta etapa la ARR sufre una precipitación de carburos de elementos de aleación empobreciéndose en carbono. Esta precipitación de carburos se conoce como “acondicionamiento” de la austenita. Este acondicionamiento es progresivo desde los 200º hasta los 550ºC.

Tercera etapa: Es similar al caso anterior y la ME se transforma en ferrita y cementita. M Æ F + Fe3C

En el enfriamiento posterior desde la temperatura de revenido hasta la temperatura ambiente, la austenita acondicionada se transforma en un agregado de ferrita y carburos de igual morfología acicular que la bainita inferior. Como este agregado es también un microconstituyente duro y frágil los aceros con ARR suelen ser sometidos al “doble revenido”, con objeto de eliminar la fragilidad asociada a su formación.

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266



En el segundo revenido el agregado se transforma en ferrita y cementita globulizada, quedando el acero formado por ferrita y cementita (martensita revenida) y por carburos provenientes del acondicionamiento de la austenita durante el primer revenido.

En la micrografía 2-3 se revela la microestructura de un acero de herramientas de composición química: C: 1,7%; W: 14%; Co: 13%; Cr: 5%; V: 4% al que se le ha efectuado el doble revenido a 550ºC, tras temple desde 1280ºC en aceite.

Micrografía 2-3 Acero de herramientas templado desde 1280ºC en aceite y revenido dos veces a 550ºC

3. CURVAS DEL REVENIDO Como consecuencia de los cambios microestructurales en el revenido las características mecánicas del acero sufren variaciones tanto más acusadas cuanto mayor sea la temperatura del tratamiento.

Mientras que hay una disminución de la resistencia (Rm), límite elástico (Rp) y dureza (HRC), el alargamiento (A), estricción (Z) y resiliencia (KU) aumentan.


Revenido.

267

267

Figura 3-1. Curvas de revenido del acero de construcción de composición química: C: 0,30%; Mn: 0,70%; Si: 0,20%; P< 0,03%; S< 0,03%; Cr: 0,8%; Ni: 2,5%; Mo: 0,5%

Las llamadas “curvas del revenido” reflejan dicha variación en función de la temperatura del revenido. En las figuras 3-1 y 3-2 se representan las curvas de revenido de dos aceros, uno de construcción aleado y otro de herramientas al carbono.

Las anomalías que pueden encontrarse en la evolución de las características mecánicas en el revenido son las siguientes: x

Ligero aumento de dureza en algunos aceros con respecto a la obtenida en el temple en los revenidos a 100ºC por la precipitación del carburo .

x

Aumento de dureza en aceros con austenita retenida cuando ésta se transforma entre los 150º y los 350ºC.

268

268 x



Aparición de la llamada dureza secundaria, en aceros aleados con elementos carburígenos, en la zona de los 500º – 600ºC.

x

Disminución de la resiliencia para algunos aceros en la zona de los 250º - 400ºC, llamada fragilidad de los revenidos medios, que se estudia a continuación.

x

Disminución de la resiliencia entre los 450º y los 550ºC, para aceros Cr-Ni y Cr-Mn, llamada fragilidad Krupp, y que también se describe seguidamente.

Figura 3-2. Curva de revenido del acero de herramientas al carbono de la siguiente composición química: C: 0,73%; Mn: 0,30%; Si: 0,25%

4. FRAGILIDAD DEL REVENIDO

4.1. Fragilidad de los revenidos medios Ciertos aceros presentan una disminución de resiliencia en la zona de los 250º 400ºC sin que vaya acompañada de aumento de dureza. Esta fragilidad es inherente a la continuidad y engrosamiento de la cementita precipitada en el contorno de las agujas de martensita E, durante la tercera etapa del revenido. La fragilidad desaparece cuando se eleva la temperatura y se rompe y globuliza la red de cementita.

Aunque esta fragilidad es inevitable, es más perjudicial para los aceros de alta resistencia que precisamente deben ser revenidos en dicha zona de temperaturas, con


Revenido.

269

269

objeto de alcanzar resistencias entre los 1,5 y los 2 GPa. A estos aceros se les puede desplazar la fragilidad a temperaturas más altas, no utilizables en su revenido, mediante la adición de silicio y otros elementos de aleación, que estabilizan el C retardando la transformación en Fe3C precipitada en el contorno de la ME.

En la figura 4-1 se representa el desplazamiento de la zona de fragilidad por dichas adiciones.

Figura 4-1. Desplazamiento de la zona de temperaturas de fragilización por la adición de silicio al acero

4.2. Fragilidad Krupp Los aceros Cr-Ni y Cr-Mn de construcción presentan una disminución de la resiliencia cuando se revienen a temperaturas entre los 450º y los 550ºC, o bien, cuando durante el enfriamiento tras revenido a temperatura superior a aquéllas, el acero permanece un tiempo suficiente en dicho intervalo debido al tamaño de la pieza. A este fenómeno se le conoce como fragilidad Krupp y parece ligado a la precipitación submicroscópica de nitruros y a la segregación del fósforo en el borde de grano de la ferrita en dicha zona de temperaturas.

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Esta fragilidad no se presenta en aceros de igual composición química que contienen molibdeno y que se revienen en dicho intervalo. El enfriamiento en agua tras el revenido a superior temperatura evita la fragilidad en aceros con molibdeno pero no siempre son aconsejables estos enfriamientos bruscos de las piezas.

Conviene cuantificar la disminución de resiliencia mediante el llamado coeficiente de susceptibilidad, S, definido por:

S

resiliencia con enfriamiento en agua resiliencia con enfriamiento en horno(0,5º2,5º C / min)

El coeficiente de susceptibilidad para un revenido a 600ºC, superior a la zona crítica, puede alcanzar valores de hasta 30 en los casos más desfavorables.

El valor del coeficiente de susceptibilidad permite determinar la cantidad aconsejable de molibdeno que debe contener el acero para que no haya fragilización:

S= 8

Æ Mo= 0,25%

S= 16 Æ Mo= 0,45% S= 24 Æ Mo= 0,70%

La fragilidad Krupp también tiene una influencia notable en la temperatura de transición de la resiliencia, que separa las roturas dúctiles de las frágiles en el acero. En la figura 4-2 se representa el desplazamiento de la temperatura de transición hacia valores más altos, por permanencia prolongada de un acero al cromo a la temperatura crítica de 525ºC durante tiempos variables.


271

271

Revenido. KU (J)

15 min

-200º

-150º

-100º

-50º

1h

0º

2 h 10 h 24 h

50º

100º

150º

200ºC

T

Figura 4-2. Desplazamiento de la temperatura de transición de la resiliencia por permanencia variable a la temperatura crítica de 525ºC

5. FACTORES DEL REVENIDO Las variables que intervienen en el revenido son el estado inicial del acero, el tiempo y la temperatura del tratamiento.

Con respecto al estado inicial del acero, la microestructura obtenida tras el temple condiciona la evolución microestructural durante el revenido; así la mayor o menor cantidad de austenita retenida, o la presencia o no de microconstituyentes intermedios tipo Ar’ (perlita, sorbita, troostita) que no sufren alteración alguna, influyen sobre la variación de características obtenida tras el revenido.

En general, para los aceros de construcción son preferibles los revenidos a más alta temperatura tras un temple severo, que los revenidos de menor temperatura tras temples menos enérgicos. Así se obtiene una mayor resiliencia para igual resistencia mecánica, aunque no siempre sea posible dicho proceder por el peligro de agrietamientos y deformaciones en los temples de alta severidad. Siendo la resiliencia función no sólo de la naturaleza de los microconstituyentes del acero, sino de la homogeneidad estructural, es fácil comprender la afirmación anterior.

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272


Con respecto al tiempo del revenido en la figura 5-1 se representa la evolución de la dureza a diferentes temperaturas en función del tiempo de tratamiento.

Figura 5-1. Evolución de la dureza a diferentes temperaturas en función del tiempo de tratamiento

La mayor variación de la dureza se produce en los 30 primeros minutos, siendo tanto más rápida la disminución cuanto mayor sea la temperatura. Hay, por tanto, una duración limitada que no conviene sobrepasar por razones económicas, dado el escaso rendimiento obtenido por la lentitud de las transformaciones para tiempos más largos.

La duración del revenido se fija habitualmente en una hora una vez que la pieza está homogeneizada térmicamente (una hora por pulgada de espesor).

El efecto de la temperatura sobre el revenido es la disminución de la dureza pero, como ya se indicó en el apartado 3, ésta disminución no es continua existiendo aumentos debido a la precipitación del carburo sobre los 100ºC, La transformación de la austenita retenida entre los 150º-300ºC y la aparición de la dureza secundaria en aceros aleados en el intervalo de 500º-600ºC. Sin embargo, estos aumentos de dureza no implican el aumento de la resistencia o del límite elástico cuya evolución es siempre descendiente.


Revenido.

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6. REVENIDOS EQUIVALENTES Al ser el tiempo y la temperatura de revenido factores complementarios, pueden obtenerse resultados idénticos manejando temperaturas y tiempos distintos. Es decir, dentro de ciertos límites, tiempos largos y temperaturas bajas pueden ser equivalentes a tiempos más cortos y temperaturas más altas.

Hollomon y Jaffe determinaron empíricamente el llamado “parámetro de revenido”, M, equivalente al de Larssen-Miller, expresado por:

M= T (c + log t)

siendo M el parámetro de revenido, T la temperatura absoluta, t el tiempo en horas y c una constante que depende de la composición del acero, y cuyo valor es 19,5 para aceros con contenidos en carbono entre 0,15 y 0,30%, y que varía linealmente de 19,5 a 15,0 para contenidos de carbono entre 0,30 y 1,10%.

Dos revenidos que conduzcan a igual valor de M serán equivalentes y conducirán a resultados muy semejantes.

En la práctica industrial es infrecuente el empleo de revenidos equivalentes prefiriéndose siempre el revenido de más alta temperatura que conduzca al ablandamiento deseado tras una hora de permanencia.

7. MODIFICACIONES DIMENSIONALES EN EL REVENIDO Mientras que por efecto del temple los aceros se dilatan, en el revenido se contraen. Solamente los aceros que poseen austenita retenida sufren una ligera dilatación, en la zona de los 200º- 300ºC, por la transformación de AR en el agregado de ferrita y carburos.

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274


La figura 7-1 muestra la curva dilatométrica absoluta de un acero de herramientas al carbono con 1,20%C, templado desde una temperatura de 1000ºC (incorrecta para este acero) con objeto de obtener una cantidad importante de AR, y revenido a una temperatura de 650ºC. Entre los 200º y los 300ºC se produce la transformación ARÆF+C.

dilatación (%)

100

200

300

400

500

600

700

TºC

Figura 7-1. Curva dilatométrica de un acero al carbono de herramientas


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CAPÍTULO 14: RECOCIDOS

14. RECOCIDOS 1. INTRODUCCIÓN

Una aleación se dice que está en estado recocido cuando se encuentra en equilibrio físico, químico, mecánico y estructural.

Es muy difícil en la práctica asegurar dichos equilibrios, pues las velocidades de enfriamiento y calentamiento utilizadas industrialmente distan mucho de las velocidades termodinámicas, y ello implica tiempos de difusión limitados, estados tensionales y como consecuencia heterogeneidades en el material.

Los tratamientos de recocido tratan de devolver, al menos parcialmente, el estado de equilibrio a la aleación y pueden clasificarse en función de sus objetivos en: x

Recocido de homogeneización

x

Recocido de regeneración

x

Recocido de recristalización

x

Recocido de ablandamiento

x

Recocidos de atenuación y relajación

x

Recocido de deshidrogenación

Otros tratamientos que aunque no conducen a estados de equilibrio tienen ciclos térmicos similares a los recocidos son los siguientes: x

Hipertemple

x

Normalizado

276


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2. RECOCIDO DE HOMOGENEIZACIÓN Los recocidos de homogeneización buscan disminuir la heterogeneidad química producto de la solidificación. Estos recocidos se aplican fundamentalmente a lingotes antes de su forja o laminación, y a piezas fundidas de unas ciertas dimensiones que pueden presentar segregaciones importantes durante su solidificación.

La temperatura del recocido debe ser tan alta como sea posible pero siempre inferior a la del solidus real, con objeto de aumentar exponencialmente la velocidad de difusión, siendo valores habituales los de Ac3+200ºC, temperaturas del orden de 10001150ºC.

Las velocidades de calentamiento empleadas son de 100-150ºC/h, siendo los tiempos de permanencia a la temperatura del tratamiento variables con el tamaño de las piezas y la composición química del acero, alcanzándose tiempos de hasta 16 horas.

La homogeneización obtenida con estos recocidos depende de las diferencias de concentración, las distancias de difusión y las velocidades de difusión de los diferentes elementos. Mientras que la heterogeneidad menor desaparece en tiempos cortos al ser mínimas las distancias de difusión, la heterogeneidad mayor es muy difícil de eliminar y a pesar del recocido y el tratamiento mecánico (forja, laminación, etc.) del lingote es inevitable en el acero.

El recocido de homogeneización también se aplica a productos semitransformados o transformados en caliente, con objeto de reducir la heterogeneidad química. Durante la laminación aquélla sólo es atenuada pues las zonas de concentraciones diferentes únicamente son alargadas en el sentido de la deformación, de forma que el gradiente de concentración aumenta en el sentido transversal.

La micrografía de la figura 2-1 muestra la microestructura a 100 aumentos de una chapa de acero que presenta una estructura de bandas alternadas de ferrita y perlita, al igual que los sulfuros de manganeso y las inclusiones de escoria que aparecen alargadas en el sentido de la laminación.


Recocidos.

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277

Esta estructura bandeada es consecuencia de la difusión insuficiente del carbono impedida por las barreras de difusión intergranulares que suponen los límites de grano fuertemente deformados por la laminación.

La heterogeneidad química y cristalina del acero bandeado conduce a una alta anisotropía mecánica que es función del grado de deformación. Esta anisotropía se manifiesta fundamentalmente en las propiedades plásticas del acero, alargamiento, estricción y resiliencia, que son más elevadas en el sentido de la deformación que en el transversal.

Sin embargo, en un lingote aunque la heterogeneidad química sea muy elevada entre el núcleo y la periferia no hay una anisotropía mecánica, pues las propiedades en el sentido longitudinal y transversal, a una misma distancia de la superficie, son muy semejantes.

Figura 2-1. Estructura bandeada de una chapa de acero (ataque nital)

3. RECOCIDO DE REGENERACIÓN El tamaño de grano de un acero aumenta con la temperatura de calentamiento y el tiempo de mantenimiento a dicha temperatura. En particular, los aceros eutectoides son

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278


muy sensibles al crecimiento de grano, pues ya desde la temperatura Ac321 la austenita de dichos aceros no tiene una segunda fase que limite su engrosamiento. Por el contrario, en los aceros hipo e hipereutectoides el constituyente proeutectoide limita el crecimiento del grano austenítico entre las temperaturas críticas inferior y superior.

El crecimiento del grano se produce por un fenómeno de digestión, mediante el cual los granos más gruesos absorben a los limítrofes más pequeños. El tamaño alcanzado es función de la temperatura, mientras que el tiempo tiene una influencia más acusada en la proporción obtenida de granos gruesos que en su tamaño. Tras el enfriamiento, e independientemente de la naturaleza de éste, el acero que ha sufrido un recocido de homogeneización a alta temperatura, o un tratamiento de forja, etc., presenta una estructura gruesa que confiere bajas propiedades mecánicas, particularmente la resiliencia.

El recocido de regeneración permite afinar el grano austenítico grueso resultante de aquellos procesos. El tratamiento consiste en un calentamiento por encima de Ac3 para los aceros hipoeutectoides, o de Accm para los hipereutectoides, seguido de un enfriamiento al aire. En el enfriamiento la austenita se transforma en ferrita y perlita en los aceros hipoeutectoides y en cementita reticular y perlita, o exclusivamente sorbita, dependiendo del espesor, en los aceros al carbono hipereutectoides. No es conveniente en estos recocidos que el enfriamiento sea demasiado lento en la zona de temperaturas próximas pero inferiores a Ar1 para evitar obtener perlitas gruesas.

Si el grano austenítico era muy grueso es recomendable efectuar varios recocidos de regeneración sucesivos, empleando temperaturas de austenización decrecientes; de esta manera se facilita la obtención de un grano austenítico fino a pesar de partir de una estructura inicial muy gruesa.

En todos los casos el tiempo de permanencia a la temperatura de austenización debe ser el mínimo necesario para homogeneizar térmicamente la pieza, pues una permanencia más prolongada conduciría a una estructura mixta formada por granos finos y gruesos.


Recocidos.

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279

La importancia del tamaño de grano austenítico en las propiedades del acero han conducido a la fabricación de aceros de “grano fino inherente”. Estos aceros se desoxidan con aluminio e incorporan en su composición pequeñas cantidades –del orden de las centésimas por ciento– de elementos con gran afinidad por el carbono y el nitrógeno (Ti, Zr, V). La formación de carbonitruros de dichos elementos, y de nitruro de aluminio, que se disponen en el borde de grano austenítico, frenan el crecimiento hasta temperaturas elevadas, mientras que en aceros de grano no controlado el crecimiento se produce desde Ac1.

La mayoría de los elementos de aleación, carburígenos o no, frenan el crecimiento del grano, sólo el manganeso y el fósforo aumentan la tendencia al crecimiento del grano de austenita.

Los aceros con níquel, elemento gammágeno que no forma carburos ni nitruros, son muy apreciados por retrasar la temperatura de crecimiento de grano sin restar templabilidad a la austenita por la formación de carburos.

4. RECOCIDO DE RECRISTALIZACIÓN El trabajo en frío del acero, efectuado a temperaturas inferiores a Ar1, se traduce en la obtención de una estructura “agria” caracterizada por granos alargados en el sentido de la deformación (figura 4-1). El acero con acritud almacena una energía que es función del grado de deformación, temperatura del tratamiento en frío y su composición química. Esta energía puede alcanzar el 10% de la energía total empleada en la deformación.

El aumento del grado de deformación multiplica el número de dislocaciones y como consecuencia aumenta la energía de deformación del acero. Este aumento implica una mayor resistencia y dureza y menor alargamiento y resiliencia, pero al tiempo la acritud de la microestructura comunica anisotropía al acero, siendo las propiedades plásticas en el sentido transversal inferiores al longitudinal de deformación. En particular merece

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destacar que los aceros deformados en frío presentan una relación Rp/Rm muy superior a la obtenida por otros tratamientos, llegándose a alcanzar para grandes deformaciones valores mayores de 0,85.

Figura 4-1. Estructura de un acero deformado en frío (ataque nital)

Los materiales con acritud presentan también una menor resistencia a la corrosión, una mayor resistencia eléctrica y fuerza coercitiva, así como una menor permeabilidad magnética.

Cuando se quiere restituir la estructura inicial eliminando la acritud, bien para poder seguir deformando el acero o para obtener un estado de menor dureza, se efectúa un recocido de recristalización o contra acritud.

En aceros hipoeutectoides la recristalización empieza a temperaturas del orden de 550º-650ºC, siendo la temperatura de principio de recristalización tanto más baja cuanto mayor sea la acritud.

La temperatura y el tiempo de tratamiento dependen de diversos factores al ser la recristalización un proceso de nucleación y crecimiento, pero en procesos de fabricación en continuo que requieren altas velocidades de recristalización se emplean temperaturas superiores a Ac3. En estos procesos el acero pasa en continuo por un


Recocidos.

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horno que se encuentra a temperatura superior a Ac3 y la recristalización se produce en minutos.

Para procesos discontinuos la recristalización se efectúa a temperaturas inferiores a Ac1 y en tiempos inferiores a la hora. Para temperaturas subcríticas de recristalización sólo la ferrita adquiere formas equiáxicas, conservando la perlita los granos alargados. La recristalización de la perlita requiere temperaturas superiores a Ac1 y preferiblemente superiores a Ac3.

5. RECOCIDO DE ABLANDAMIENTO El recocido de ablandamiento busca obtener una microestructura que posea la dureza más adecuada para las operaciones de mecanizado o conformado en frío posterior (embutición, plegado, troquelado, etc.).

Debe destacarse que muchas veces la dureza más adecuada para un proceso no es la mínima que puede presentar el acero. Es conocida la dificultad que presenta el torneado de materiales blandos muy plásticos, como el cobre, aluminio o el acero de muy bajo contenido en carbono, pues se producen hélices largas de viruta que por fricción con la herramienta la sobrecalientan, acortando su vida en servicio hasta el afilado posterior. En estos materiales el torneado se facilita cuando se rompe la continuidad de la viruta al presentar el material inclusiones, metálicas o no, de distinta dureza que la matriz. Este es el papel de las inclusiones de sulfuro de manganeso y plomo en los aceros resulfurados de fácil mecanización, o las pequeñas adiciones de magnesio que se añaden al aluminio puro comercial con objeto de formar inclusiones de Al2Mg3 más duras que la matriz.

En general, los aceros extradulces de bajo carbono como mejor se mecanizan es cuando presentan un cierto grado de deformación en frío lo que aumenta su dureza restando plasticidad. La dureza más conveniente para los mecanizados con herramienta de acero al carbono oscila entre 140-200 HB, aunque también es

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importante destacar que la microestructura también influye sobre el mecanizado y sobre el acabado superficial conseguido. Las estructuras laminares facilitan el fresado y el taladrado, mientras que las estructuras globulares son más adecuadas para el torneado. El estado de temple y revenido alto es, sin embargo, el que menor rugosidad superficial permite obtener para idénticas condiciones de mecanizado.

De acuerdo a los factores indicados anteriormente los recocidos de ablandamiento que pueden utilizarse son los siguientes: x

Recocido de austenización completa

x

Recocido subcrítico

x

Recocido globular

A continuación se estudian separadamente cada uno de estos recocidos indicándose los aceros a los que se aplican.

5.1. Recocido de austenización completa El recocido de austenización completa se aplica a los aceros al carbono o de baja aleación cuyo contenido en carbono es inferior al 0,5%. El tratamiento consiste en el calentamiento a temperaturas de Ac3+50ºC aunque el enfriamiento posterior difiere según el %C: los aceros para los que %C<0,25 se enfrían al aire, y los de 0,25<%C<0,50 se enfrían lentamente en el horno hasta los 600ºC y posteriormente al aire. La velocidad de enfriamiento dentro del horno depende de la composición química del acero, empleándose las menores para los de mayor contenido en carbono. En la práctica industrial se utilizan velocidades de enfriamiento entre 20º y 100ºC/h.

Los recocidos de austenización completa conducen a las estructuras de equilibrio indicadas en el diagrama Fe-Fe3C: ferrita y perlita laminar.

La obtención de perlita globular para estos aceros no es interesante dada la baja dureza de estos aceros y los tiempos muy largos de tratamiento que se requieren, aunque en ciertas ocasiones se globulicen los aceros de 0,5%C con objeto de facilitar el temple, evitando la aparición de grietas, más que de mejorar la mecanizabilidad.


Recocidos.

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5.2. Recocido subcrítico Este recocido se aplica a aceros con contenidos en carbono entre 0,5 y 1,2%C y, habitualmente, de media o baja aleación. El tratamiento consiste en un calentamiento a una temperatura tan alta como sea posible pero inferior a Ac1, normalmente entre 650º y 700ºC. La permanencia a temperatura varía entre 4-10 horas y el enfriamiento se realiza siempre al aire.

Este recocido aunque conduce a durezas superiores al de austenización completa es mucho más corto, sobre todo en el caso de los aceros de alta templabilidad que requieren velocidades de enfriamiento en el horno muy lentas. La microestructura obtenida es una mezcla de perlita globular y laminar muy apropiada para el mecanizado. Las durezas obtenidas varían entre 150 y 230 HB dependiendo del contenido en carbono.

Cuando es importante obtener tras el mecanizado una pequeña rugosidad los aceros de construcción en estado de bonificado, con resistencias entre 900 y 1000 MPa, se mecanizan en dicho estado, aún a pesar de presentar durezas de 265-300 HB superiores a las habituales en los mecanizados. Este bonificado es, en cierto modo, similar al recocido subcrítico aunque este último tratamiento no requiere del temple previo.

5.3. Recocido globular Los aceros con contenidos en carbono superiores al 0,5%, aleados o no, presentan la menor dureza y mayor aptitud para la mecanización cuando se encuentran globulizados. La estructura globular está formada por cementita y carburos de morfología globular sobre una matriz ferrítica (figura 5-1).

Un acero de herramientas al carbono de 0,87%C presenta una resistencia de 850 MPa y una dureza de 230 HB al tener una microestructura formada por perlita laminar, mientras que en el estado globulizado son de 680 MPa y 187 HB, respectivamente.

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Figura 5-1. Estructura globular de un acero de 1%C (ataque nital)

La estructura globular no sólo es la que asegura una mayor mecanizabilidad sino que también es la más adecuada para el temple posterior de los aceros de herramientas. Los aceros globulizados presentan menores deformaciones, menor riesgo de agrietamiento y una mayor tenacidad tras el temple y revenido, que los aceros que previamente tenían estructuras laminares. Estas mejores características están relacionadas con la mayor homogeneidad de la estructura globular con respecto a la laminar, tanto más acusada cuanto menor sea el tamaño de los carburos, siendo los menores de 1 Pm los más recomendables.

La globulización de los aceros de herramientas puede efectuarse por recocidos subcríticos, intercríticos, oscilantes o, en ocasiones, recocidos primero intercríticos y luego subcríticos.

Los recocidos de globulización subcríticos se emplean para aceros al carbono o de baja aleación, y consisten en el mantenimiento del acero a temperaturas ligeramente inferiores a Ac1 durante tiempos variables entre 2-6 horas y enfriamiento lento hasta los 600ºC a velocidad de 10-15ºC/h, posteriormente puede sacarse el acero al aire. La duración del mantenimiento isotermo depende de la composición del acero y de su microestructura inicial; los aceros de mayor contenido en carbono globulizan más rápidamente que los de contenidos más bajos, mientras que las estructuras perlíticas necesitan mayores tiempos de tratamiento que las sorbíticas o troostíticas.


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Recocidos.

En la figura 5-2 se representa esquemáticamente el proceso de esferoidización de una lámina de cementita durante el tratamiento, comprendiéndose que aquél se facilita al disminuir la anchura de la lámina.

Los recocidos de globulización intercríticos se emplean para los aceros de herramientas de alta aleación que presentan gran cantidad de carburos en su microestructura. El tratamiento se realiza a temperaturas 10º-50ºC superiores al punto crítico inferior Ac1, siendo los núcleos de cementita los que inducen la globulización en el enfriamiento lento posterior hasta los 600ºC.

Figura 5-2. Esferoidización de una lámina de cementita

Para estos aceros de alta aleación los recocidos de globulización oscilantes son los que conducen a menores tiempos de tratamiento, induciéndose la globulización por sucesivos ciclos de calentamiento y enfriamiento alrededor de Ac1 (figura 5-3).

TºC

Ac1 600ºC aire

t

Figura 5-3. Recocido de globulización oscilante

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Es frecuente también globulizar los aceros de alta aleación por recocidos que se inician a temperatura intercrítica y luego continúan a temperatura subcrítica.

TºC

Ac1

aire

t

Figura 5-4. Recocido de globulización con etapas intercrítica y subcrítica

El objeto de estos tratamientos, que pueden considerarse como de tipo isotérmico, es acortar el tiempo total del tratamiento con respecto al recocido de globulización intercrítico clásico, tratando de reproducir los efectos de los recocidos oscilantes; sin embargo, los tiempos necesarios para la transformación isotérmica completa de la austenita a temperaturas muy próximas a Ac1 son muy largos, por lo que es habitual que la etapa de mantenimiento se realice primero a temperatura cercana a Ac1 y luego a otra temperatura más baja, de esta forma aunque no se obtiene la mínima dureza se acorta sustancialmente el tiempo del tratamiento. En la figura 5-4 se esquematiza un tratamiento de este tipo.

6. RECOCIDOS DE ATENUACIÓN Y RELAJACIÓN Un acero deformado en frío posee una energía elástica almacenada que le hace encontrarse en un estado de no equilibrio, que puede conducir, incluso a temperatura ambiente, a procesos espontáneos que le acerquen al equilibrio. Aumentos de temperatura aceleran la velocidad de estos procesos que tienen por objeto eliminar o reducir el estado tensional.

Durante el calentamiento hasta la temperatura de recristalización tiene lugar el proceso llamado de recuperación. Durante la recuperación se reduce el número de


Recocidos.

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vacantes hasta valores próximos al de equilibrio y hay movimiento de dislocaciones tendente a la poligonización y, por tanto, a la disminución de la energía elástica.

El fenómeno de poligonización puede entenderse mediante la figura 6-1. Un cristal flexionado plásticamente contiene un exceso de dislocaciones de cuña positivas, figura 6-1 (a), que confieren una energía elástica elevada. Si las dislocaciones se redisponen en agrupaciones verticales, figura 6-1 (b), se obtiene una estructura con menor energía pues la agrupación vertical, figura 6-1 (c), permite anular los esfuerzos de tracción y compresión asociados a cada dislocación individual. Los cristales poligonizados están formados por subgranos separados por sublímites de ángulo bajo.

La velocidad a la que transcurre el proceso de recuperación es diferente a la de la recristalización, pues mientras esta última es un proceso de nucleación y crecimiento, la recuperación disminuye siempre con el tiempo a una temperatura dada, es decir, comienza rápidamente y la velocidad es decreciente según disminuye la fuerza impulsora del proceso.

El recocido de atenuación tiene por objeto reducir las tensiones internas antes de un mecanizado, con el fin de que tras éste no haya variaciones dimensionales asociadas a la redistribución de tensiones en las zonas próximas a las que se elimina el material. La temperatura de estos recocidos puede oscilar entre los 550º y 750ºC, siendo la duración de 1-2 horas. Con objeto de no inducir tensiones térmicas en el enfriamiento es habitual enfriar lentamente en horno hasta los 500ºC, luego se puede enfriar al aire.

Durante la recuperación se elimina una parte de la energía, aunque la mayor parte es lógicamente eliminada durante la recristalización.

La mayor parte de las tensiones internas se eliminan en la primera hora de tratamiento y puede aplicarse el parámetro de Larsson-Miller para establecer los recocidos equivalentes.

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Figura 6-1. Mecanismo de la poligonización

Cuando se quiere lograr una estabilidad dimensional por tratamiento de recocido a una temperatura suficientemente baja, para no afectar a la dureza obtenida tras el temple y revenido a baja temperatura, caso de los calibres, galgas, etc., se realiza el llamado recocido de relajación. Este recocido se efectúa durante tiempos muy prolongados a temperaturas entre 100º y 200ºC y su objeto, más que reducir las tensiones internas, es estabilizar la austenita retenida tras el temple, que no puede transformarse en el revenido bajo, evitando que su transformación a temperatura ambiente afecte a las dimensiones a lo largo del tiempo.

7. RECOCIDO DE DESHIDROGENACIÓN El hidrógeno es el elemento que presenta un mayor coeficiente de difusión en el acero y la disminución de su solubilidad en el acero sólido durante el enfriamiento puede causar la aparición de zonas ricas en hidrógeno molecular en las que la presión puede alcanzar las 1000 atmósferas, produciéndose grietas. Estas zonas, llamadas “copos”, se distinguen en el acero como zonas blancas que se diferencian perfectamente de la coloración gris del resto de la sección. La fragilización del acero por el hidrógeno puede aparecer también durante los tratamientos de recubrimiento electrolítico (cromado, niquelado, cincado, etc.).


Recocidos.

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El tratamiento de deshidrogenación de los aceros con recubrimiento electrolítico consiste en un recocido a temperaturas entre 170º y 200ºC de duración entre 15 y 5 horas, respectivamente. No es recomendable recocidos a temperatura superior para evitar la oxidación del recubrimiento protector.

En el acero sin recubrimiento el recocido de deshidrogenación se efectúa bajo vacío a temperaturas de 600º-650ºC durante tiempos que pueden alcanzar los 100 minutos.

8. HIPERTEMPLE El tratamiento de hipertemple se efectúa a las temperaturas de los recocidos de homogeneización, pero se emplean velocidades de enfriamiento altas. Se aplica a los aceros inoxidables austeníticos del tipo 18%Cr-8%Ni, así como los aceros austeníticos tipo Hadfield de 1,2%C-12%Mn.

Los aceros inoxidables austeníticos sufren una precipitación de carburos de cromo (Cr23C6) durante el enfriamiento lento en la zona de temperaturas de 500º-800ºC. La precipitación se produce en el borde de los granos austeníticos y es origen de la peligrosa corrosión intergranular.

Esta corrosión se produce al existir junto a los carburos una zona de austenita empobrecida en cromo y, por tanto, anódica frente al interior del grano austenítico más rico en cromo. La corrosión es debida a la existencia de pares galvánicos en los granos de austenita.

El tratamiento de hipertemple consiste en el calentamiento del acero a 1050ºC y enfriamiento posterior en agua para evitar la precipitación de los carburos. Para productos de pequeño espesor el enfriamiento al aire puede sustituir al enfriamiento en agua.

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Los aceros austeníticos tipo Hadfield también presentan una precipitación de carburos de manganeso, bien en el enfriamiento en el molde de arena en productos fundidos, o en el enfriamiento posterior a la laminación en caliente. Esta precipitación produce una fragilidad del acero que puede evitarse por el mismo tratamiento que el acero inoxidable austenítico.

9. NORMALIZADO A veces este tratamiento recibe el nombre de recocido de normalización. El tratamiento consiste en el calentamiento del acero a temperatura 50º-75ºC más alta que la del punto crítico superior del acero, mantenimiento corto a dicha temperatura y posterior enfriamiento al aire.

El normalizado permite afinar el grano de los productos forjados o laminados, así como el de los aceros moldeados, y puede sustituir al temple y al revenido en los aceros de menos de 0,3%C no aleados.

Los aceros de bajo contenido en carbono se normalizan tras el recocido de homogeneización lo que permite afinar su estructura y restarles plasticidad cara al mecanizado. Los aceros de 0,20-0,30%C presentan tras el normalizado una estructura de menor resistencia que en estado de temple y revenido alto, pero que evita las deformaciones y tensiones al ser el enfriamiento más lento.

Para los aceros hipereutectoides el normalizado suprime la cementita reticular que aparece orlando la perlita en enfriamientos más lentos en horno, y conduce a estructuras sorbíticas muy homogéneas y de alta resiliencia.


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CAPÍTULO 15: TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS

15. TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS 1. INTRODUCCIÓN

Los tratamientos anisotérmicos tienen en común una etapa de enfriamiento continuo, a mayor o menor velocidad, desde la temperatura del tratamiento hasta la ambiente. Si la velocidad es suficientemente elevada, como en el temple, el peligro de agrietamiento o deformación es inherente al tratamiento.

Los tratamientos isotérmicos, basados en una morfología particular de la curva T.T.T. del acero, tratan de obviar aquellos inconvenientes obteniendo al tiempo unas características mecánicas similares, o incluso superiores, a las del tratamiento anisotérmico convencional. Este es el caso de los tratamientos conocidos como austempering y martempering. En otras ocasiones los tratamientos isotérmicos tienen por objetivo reducir los costes del tratamiento clásico (recocido isotérmico).

Por último, y aunque no puedan ser considerados como tratamientos estrictamente isotérmicos, se estudian el temple subcero y el temple interrumpido que, aunque anisotérmicos en sí mismos, tienen claras analogías con los isotérmicos.

2. AUSTEMPERING Este tratamiento, también llamado temple escalonado bainítico, es aplicable a aceros al carbono o de baja aleación, con contenidos en carbono entre 0,3 y 1%, que deben quedar con durezas entre 40 y 55 HRC, para los que el tratamiento clásico era el de temple y revenido entre 300º-500ºC, aproximadamente.

El austempering está esquematizado en la figura 2-1. El tratamiento consiste en austenizar el acero a la temperatura y tiempo adecuados, y posteriormente pasarlo

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rápidamente a un baño de sales a la temperatura de transformación bainítica precisa para la obtención de la dureza requerida. Es fundamental la rapidez en pasar de la temperatura de austenización a la del tratamiento isotérmico sin que haya principio de transformación perlítica, por lo que se comprende que el austempering está limitado por el tamaño de la pieza y se presta muy bien a procesos automatizados. Por otra parte, la curva T.T.T. del acero debe estar lo suficientemente desplazada hacia la derecha para que la transformación austenita o bainita sea completa. Sin embargo, el tiempo total de transformación bainítica no puede ser muy largo para que la duración del tratamiento no sea excesiva penalizando su coste. Esta es la razón por la que industrialmente el austempering se aplica casi exclusivamente a aceros al carbono (0,5-1%) y aceros de baja aleación al Cr, Cr-Mo o Cr-Ni-Mo con inferior porcentaje en carbono (0,3-0,5%).

Figura 2-1. Austempering

La aplicación a aceros al carbono con C<0,3% es inviable por su alta velocidad crítica de temple, y para aceros de superior contenido en carbono y más alta aleación los tiempos de tratamiento son muy largos.

Los mejores resultados se obtienen en el caso de piezas pequeñas de acero al carbono, que admiten procesos continuos altamente automatizados, alcanzándose una excelente regularidad en los resultados.

La etapa isotérmica del tratamiento suele darse en baños de sales o de plomo, siendo los tiempos habituales para la transformación completa de 15-30 minutos.


Tratamientos Isotérmicos.

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El austempering, además de un menor coste que el temple y revenido, conduce a un menor peligro de agrietamientos y deformaciones con respecto a aquél, al ser menor el choque térmico y producirse la transformación al mismo tiempo en toda la pieza. También conduce habitualmente a una mayor tenacidad, para igual valor de resistencia, que la obtenida por tratamiento anisotérmico. Por ejemplo, con un acero al carbono (0,78%C – 0,58%Mn) se obtiene por austempering un 2% de alargamiento y una resiliencia de 90 J/cm2, mientras que por temple y revenido los valores son de 0,3% y 12 J/cm2, respectivamente, siendo en ambos casos iguales la dureza (50 HRC) y resistencia (1700 MPa).

En el caso de piezas gruesas la velocidad de enfriamiento del núcleo puede cortar a la curva inicial de transformación isotérmica y dar lugar a estructuras tipo Ar’. Para compensar la pérdida de dureza debida a la aparición de dichos constituyentes blandos, puede interrumpirse la estancia isoterma antes de la transformación completa y sacar la pieza al aire. De esta forma la austenita no transformada en bainita se transforma en martensita (figura 2-2). Aunque la dureza de la martensita compense la menor dureza de los constituyentes Ar’ y se puedan obtener durezas similares a las del tratamiento ideal, la resiliencia alcanzada, dependiente también de la homogeneidad estructural, es mucho menor.

Figura 2-2. Austempering para piezas gruesas

Este tratamiento interrumpido también se utiliza cuando los tiempos para la transformación total de la austenita en bainita son muy largos, por la estabilidad de la

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austenita en aceros aleados, y con objeto de abaratar los costes del tratamiento (figura 2-3).

Figura 2-3. Austempering para aceros con tiempos muy largos para la transformación total

3. MARTEMPERING El martempering, o temple escalonado martensítico, es un tratamiento alternativo al temple clásico que trata de reducir las deformaciones y el peligro de agrietamiento inherentes a los enfriamientos continuos. El esquema del tratamiento se representa en la figura 3-1.

Nuevamente el tratamiento sólo es aplicable a aceros que tengan suficientemente desplazada hacia la derecha la curva T.T.T. inicial, para que puedan igualarse las temperaturas del centro y de la periferia de las piezas por mantenimiento a temperatura muy próxima pero superior a MS. Una vez igualadas estas temperaturas la pieza puede sacarse al aire con lo que la transformación martensítica se realiza con un mínimo de tensiones internas.

Habitualmente este tratamiento se aplica a piezas de pequeño espesor fabricadas en aceros aleados, reduciéndose las deformaciones y roturas (rodamientos, troqueles, engranajes, etc.). Otra ventaja no menos importante del martempering con respecto al temple es la menor variación dimensional que se obtiene, lo que permite reducir los costes de rectificado de las piezas.



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Figura 3-1. Martempering

El tratamiento suele efectuarse en baños de sales, utilizándose uno de alta temperatura para la austenización y otro de baja temperatura para el mantenimiento isotermo por encima de MS.

Posteriormente al martempering, y al igual que en el temple, debe darse a las piezas el revenido conveniente.

Cuando la pieza tiene un tamaño que no permite igualar las temperaturas del centro y la periferia antes de la transformación martensítica, se utiliza una variación del martempering que se representa en línea continua en la figura 3-2.

El enfriamiento continuo hasta una temperatura intermedia entre MS y MF permite aumentar la velocidad de enfriamiento, y evitar la transformación parcial de la austenita en bainita (enfriamiento representado en línea discontinua). Aunque no se evitan totalmente los riesgos del temple clásico sí que disminuyen las deformaciones con respecto a aquél.

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Figura 3-2. Martempering para piezas gruesas

Debe resaltarse que la dureza obtenida en el martempering es ligeramente menor que la obtenida por temple con enfriamiento continuo, ya que la cantidad de austenita retenida es mayor en el temple escalonado por su estabilización en la estancia isoterma. Esta circunstancia, que justifica la menor variación dimensional, debe tenerse en cuenta a la hora de elegir la temperatura de revenido para conseguir la dureza requerida.

Durante el enfriamiento al aire tras la estancia isoterma se efectúa el enderezado en prensa de las piezas cuando aquél es preciso, de esta forma se minimiza el peligro de rotura en la siempre complicada operación de enderezado en frío.

4. RECOCIDO ISOTÉRMICO El recocido anisotérmico por enfriamiento lento en horno puede en muchas ocasiones ser más lento y más caro que el recocido isotérmico. Este es el caso de los aceros de herramientas al carbono o de baja, media o alta aleación. Este tipo de recocido responde al esquema de la figura 4-1.



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Figura 4-1. Recocido isotérmico

Las piezas son calentadas a temperatura superior a Ac1, al ser aceros hipereutectoides, y se pasan posteriormente a un baño de sales a temperatura 50º100ºC por debajo de Ac1. La transformación isotérmica a dicha temperatura puede durar tiempos entre una y cuatro horas, quedando con una estructura perlítica muy uniforme.

Un acero de herramientas al carbono (1%C) necesita un tiempo de 2 horas para el recocido isotérmico a una temperatura de 700ºC, mientras que el enfriamiento en horno desde la temperatura de austenización incompleta de 780ºC, a velocidad de 20ºC/h, hasta los 620ºC supone una duración de 8 horas, cuatro veces mayor que en el caso anterior.

El recocido isotérmico se está imponiendo al recocido continuo en el caso de aceros de herramientas de alta aleación, obteniéndose durezas comprendidas entre 200-280 HB para tiempos de tratamiento entre 2 y 6 horas.

5. TEMPLE SUBCERO Aunque no es un tratamiento realmente isotérmico las analogías con aquéllos aconsejan su estudio en este capítulo.

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El temple subcero se aplica para aceros con temperatura MF por debajo de la temperatura ambiente que contienen gran cantidad de austenita retenida tras el temple. Cuando estos aceros sufren revenidos a baja temperatura, insuficiente para descomponer la austenita retenida, la presencia de ésta significa una pérdida de dureza e incluso una inestabilidad dimensional, pues la austenita puede transformarse a lo largo del tiempo.

El tratamiento consiste en el enfriamiento desde la temperatura ambiente a una temperatura ligeramente inferior a MF con objeto de transformar la austenita retenida en martensita.

Como la austenita retenida se estabiliza por estancia isoterma a la temperatura ambiente, en especial si se superan las 3 horas, es aconsejable efectuar el tratamiento subcero inmediatamente después del temple.

Muchas veces se aconseja, dada la refractariedad de la austenita retenida a transformarse a baja temperatura, efectuar varios tratamientos subcero consecutivos, e incluso intercalar entre uno y otro temple subcero revenidos de baja temperatura (150º180ºC).

En la figura 5-1 (a, b y c) se representan esquemáticamente estos tratamientos.

En cualquier caso, y sea cuál sea el tipo de tratamiento efectuado, es muy difícil la transformación total de la austenita retenida en martensita a baja temperatura, y más cuanto más aleado sea el acero, no alcanzándose habitualmente más del 98% de transformación.

Los baños para temple subcero hasta temperaturas de -75ºC más utilizados son los obtenidos por mezclas de anhídrido carbónico sólido y acetona. La transformación martensítica para los aceros no progresa por debajo de los -100ºC, así un acero de composición 0,8%C-18%W-4%Cr-1%V posee a -100ºC un 8% de austenita retenida y para temperaturas inferiores la transformación no avanza ni para tiempos superiores a las 30 horas.


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Tratamientos Isotérmicos. Tt

temple

revenido final

20ºC

MF

t

temple subcero

(a)

(a)

Tt

temple

revenido final

20ºC

MF temples subcero

t

(b) (b)

Tt

temple 150º-180ºC

150º-180ºC

revenido final

20ºC

MF temples subcero

t

(c)(c)

Figura 5-1.- Temples subcero : (a) temple subcero único; (b) temples subcero consecutivos; (c) temples subcero con revenidos intermedios

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El tratamiento tiene gran aplicación en la fabricación de galgas y calibres de precisión, fabricados con aceros de herramientas aleados, que deben quedar con durezas entre 700 y 800 HV.

6. TEMPLE INTERRUMPIDO Lo mismo que el temple subcero este tratamiento es realmente anisotérmico, pero su finalidad es semejante a la del martempering.

Se aplica a piezas de formas complicadas, muy propensas a las deformaciones, fabricadas con aceros de herramientas al carbono de temple al agua.

Figura 6-1. Temple interrumpido

El tratamiento consiste en templar en agua la pieza hasta que la temperatura de ésta sea próxima a los 200º-300ºC, temperatura superior a la MS del acero y más baja que la del punto más a la izquierda de la curva C.C.T. Posteriormente se pasa la pieza a un baño de aceite o bien al aire. De esta forma se trata de disminuir la velocidad de enfriamiento y, por tanto, la diferencia de temperaturas entre núcleo y periferia durante la transformación martensítica, disminuyendo el peligro de rotura y deformaciones. En la figura 6-1 se representa el esquema de este tratamiento.


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CAPÍTULO 16: TEMPLES SUPERFICIALES

16. TEMPLES SUPERFICIALES 1. INTRODUCCIÓN

En la gran mayoría de las ocasiones las solicitaciones que actúan sobre la superficie de una pieza metálica son diferentes de las que actúan sobre su núcleo. Así, por ejemplo, son muchos los casos en los que las piezas que trabajan en condiciones de desgaste abrasivo deben ser capaces de resistir impactos relativamente importantes. Para cumplir con estas exigencias, la dureza de la periferia de la pieza debe ser elevada mientras que el núcleo debe presentar una tenacidad alta, condiciones que son difíciles de satisfacer con los tratamientos en masa descritos en capítulos anteriores. Los componentes metálicos sometidos a la acción de grandes momentos flectores son otro ejemplo que muestra como las solicitaciones mecánicas en la periferia y el núcleo de una pieza pueden ser muy diferentes. La selección de un material homogéneo en este último caso llevaría a la infrautilización del material del núcleo. Esta última situación se da para muchos elementos de máquinas con el agravante de que las tensiones que actúan en este caso particular son alternativas, de modo que la pieza puede fallar por el crecimiento de grietas de fatiga que nuclean preferentemente en la periferia. Si se busca satisfacer de forma simultánea las exigencias de núcleo y periferia, las propiedades de ambas zonas deben ser distintas y, en consecuencia, sus estructuras también lo tienen que ser. Este objetivo se puede conseguir por medio de los tratamientos superficiales, término bajo el que se incluyen aquellos procesos que buscan modificar las propiedades de la superficie de una pieza sin alterar las de su núcleo.

Los ejemplos anteriores, que pretenden mostrar que las características mecánicas exigibles a la periferia de una pieza no siempre coinciden con las que se deben pedir a su núcleo, no agotan las posibles aplicaciones de los tratamientos superficiales. La periferia de una pieza es la región que se encuentra en contacto directo con el medio que la rodea y, por tanto, es la zona más expuesta al ataque corrosivo. En muchos casos, basta con actuar de forma adecuada sobre la superficie de un componente

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CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS

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metálico para mejorar de forma sensible su resistencia a la corrosión. Otro motivo para modificar la superficie de una pieza es dotarla de cierta funcionalidad como, por ejemplo, acondicionarla para el pintado o actuar sobre el coeficiente de rozamiento entre la pieza y otras superficies a fin de reducir las pérdidas por fricción.

2. CLASIFICACIÓN DE LOS TRATAMIENTOS SUPERFICIALES De la discusión anterior es fácil concluir que las razones para tratar superficialmente un componente metálico pueden ser muy diversas de modo que su finalidad es uno de los criterios que se pueden emplear para clasificar los tratamientos superficiales. Cuando se utiliza este criterio se pueden distinguir tres tipos básicos de tratamientos: x

Tratamientos que buscan proteger la pieza contra las posibles agresiones del medio en el que ha de trabajar como, por ejemplo, el desgaste por abrasión o erosión, la corrosión, etc. La duración de las piezas tratadas con esta finalidad está directamente relacionada con el espesor de la capa tratada.

x

Tratamientos que buscan mejorar la resistencia a la fatiga. En estos casos, es fundamental desarrollar un campo de tensiones residuales de compresión en la periferia de la pieza a fin de evitar la iniciación y propagación de las grietas. El origen del campo de tensiones puede ser la aplicación de determinados esfuerzos mecánicos, los cambios de volumen que acompañan a ciertas transformaciones de fase o las diferencias de temperaturas que pueden aparecer entre distintos puntos de la pieza durante su enfriamiento.

x

Tratamientos que buscan conferir ciertas propiedades especiales a la periferia de una pieza metálica como, por ejemplo, facilitar la adherencia de una capa de pintura, mejorar su conductividad eléctrica o conseguir un aspecto estéticamente agradable.

Conviene precisar que esta clasificación, como cualquier otra, no deja de ser esquemática y que, los objetivos que se pueden conseguir con un determinado tratamiento térmico encajan, en muchas ocasiones, dentro de más de uno de los grupos citados.


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Otro procedimiento que se puede utilizar para agrupar los tratamientos superficiales es atender al procedimiento que se sigue para obtener la capa tratada. Cuando se atiende a este criterio es posible distinguir entre dos tipos básicos de tratamientos: x

Tratamientos sin aporte de materia: se consigue la transformación estructural de la periferia de la pieza por imposición de un programa de temperatura adecuado, por la aplicación de esfuerzos mecánicos o por la actuación simultánea de solicitaciones de ambos tipos.

x

Tratamientos con aporte de materia: en este caso se pueden distinguir tres subgrupos cuando se considera la interacción entre el sustrato y la materia aportada:

o Aplicación de depósitos o recubrimientos: toda la materia aportada se acumula

sobre la superficie de la pieza a tratar manteniéndose unida al sustrato por fuerzas de adherencia. En ciertos casos, resulta conveniente el empleo de capas intermedias que permitan mejorar esta última propiedad. El espesor de las capas obtenidas por estos procedimientos puede llegar a ser del orden de los milímetros aunque en ciertos casos como, por ejemplo, la deposición física de vapor (PVD) son de unos pocos micrómetros. o Las especies aportadas se difunden en el sustrato formando una capa de

composición variable cuyo espesor depende de la temperatura del tratamiento y de su duración. Como la difusión en estado sólido es un proceso lento, las capas de difusión resultan relativamente estrechas y, habitualmente, su espesor no supera el milímetro. o La materia aportada en estos tratamientos, llamados de conversión, se difunde

hacia el interior del sustrato y reacciona con algunos de los elementos presentes en el mismo para formar compuestos que no estaban presentes con anterioridad al tratamiento. Los espesores de las capas de conversión raramente pasan de algunos micrómetros.

En lo que sigue, se va a centrar la discusión en los tratamientos térmicos superficiales de los aceros que se aplican con mayor frecuencia. El estudio de los tratamientos térmicos superficiales se va a dividir en dos bloques, los tratamientos sin

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aporte de materia o temples superficiales que se discutirán en este capítulo, y los tratamientos con aporte de materia o tratamientos termoquímicos que se describirán en el próximo capítulo.

3. TEMPLES SUPERFICIALES La idea básica de este tipo de tratamientos es calentar una capa periférica de la pieza de acero a tratar por encima de su temperatura Ac3. Una vez que se ha austenizado una capa con el espesor deseado, se enfría rápidamente a fin de obtener una microestructura martensítica en la periferia.

El espesor de la capa austenizada que se obtiene en la etapa de calentamiento de los temples superficiales depende tanto de la composición química y del estado del acero como de la densidad de energía aportada por la fuente de calor utilizada. La capa templada resultante del posterior enfriamiento, que en la mayoría de las ocasiones se realiza con agua bien por chorro o bien por inmersión de las piezas en un baño de temple, viene condicionada por el de la capa austenizada y por la templabilidad del acero.

Los aceros que se templan superficialmente son no aleados o débilmente aleados al cromo, cromo-molibdeno, o cromo-níquel-molibdeno, en estado de normalizado o en estado de temple y revenido. En cualquiera de los casos, los contenidos de carbono están habitualmente comprendidos entre el 0,3 y el 0,6%. El porcentaje de carbono, que se limita para evitar la formación de grietas de temple y desconchamientos de la capa templada, determina la dureza que se alcanza en la periferia de la pieza en estado de temple. Esta dureza varía entre 500 y 900 HV o, lo que es lo mismo, entre 50 y 65 HRC según se muestra en la figura 3-1.

Los elementos de aleación presentes en el acero afectan al perfil de la capa templada así como a su espesor. La figura 3-2 muestra como la dureza superficial que se alcanza tras templar por inducción redondos de dos aceros con 0,4%C del mismo diámetro, uno al carbono y otro débilmente aleado (%Cr=1, %Mo=0,25) es la misma, y coincide con la correspondiente a un 100% de martensita con un 0,4% de carbono.


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También se puede observar en esta figura que el espesor de la capa templada es menor en el acero al carbono. Nótese que las características del núcleo vienen determinadas por la templabilidad del acero: la elección de un acero débilmente aleado permite conseguir un núcleo con mayor resistencia a igualdad de dureza superficial.

Figura 3-1. Máxima dureza que se puede alcanzar en la periferia de las piezas de acero templadas superficialmente en función de su contenido en carbono

Como conclusión de lo anterior se puede señalar que el porcentaje de carbono del acero a emplear para cada aplicación concreta, se debe seleccionar en función de la dureza que se desea alcanzar en la periferia. Las propiedades a obtener en el núcleo junto con las dimensiones de la pieza a tratar determinan la conveniencia de emplear aceros al carbono o aleados.

El estado inicial también afecta al resultado de los temples superficiales. Como los calentamientos deben ser localizados, su duración tiene que ser necesariamente reducida para evitar que el calor se difunda hacia el interior de la pieza. En la práctica, la duración del calentamiento no pasa de unos pocos segundos. Por esta razón, si la homogeneidad de la estructura de partida tiene una importancia fundamental en la cinética de la austenización de cualquier tratamiento térmico, su influencia sobre los resultados del temple superficial es crítica. Esto es así porque, en este último caso, el tiempo disponible para disolver los carburos en la austenita es muy limitado. Por esta razón, se aplica el temple superficial a aceros bonificados o normalizados que presentan una estructura perlítica fina y no se aplica, por ejemplo, a estructuras globulizadas que aunque más homogéneas presentan carburos más gruesos.

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Figura 3-2. Perfil de dureza de las capas templadas por inducción (potencia: 50 kW, frecuencia: 4 kHz) obtenidas en redondos de Ø 40 mm fabricados con dos aceros cuyo contenido en carbono es del 0,4%, uno no aleado y otro aleado

Las capas templadas, que se definen como las regiones cuya dureza Vickers es superior al 80% de la dureza alcanzada en la periferia de la pieza, presentan espesores que van desde unas pocas décimas de milímetro hasta algunos milímetros. Este espesor se selecciona en cada caso en función de los resultados que se deseen obtener: aumento de resistencia a la fatiga, a la flexión o al desgaste. El espesor de la capa tratada que se obtiene en un temple superficial viene determinado, entre otras variables, por la densidad de energía aportada. Cuanto menor sea el espesor de la capa tratada a obtener, mayor debe ser la densidad de energía aportada. Esta afirmación, que a primera vista puede parecer contradictoria, se puede justificar cuando se considera la difusión del calor aportado hacia el interior de la pieza tratada. El calor aportado a través de la superficie se transmite hacia el núcleo por conducción de modo que, cuanto más prolongado sea el periodo de calentamiento, mayor es el espesor de la capa cuya temperatura sube por encima de A3. Por este motivo al tratar piezas de dimensiones reducidas con capas templadas estrechas se deben emplear densidades de energía mayores que cuando se busca obtener una capa ancha en piezas voluminosas.

Generalmente, es necesario revenir a baja temperatura, entre 150 y 250°C, las capas que resultan de los temples superficiales para reducir su fragilidad y para relajar


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parcialmente las tensiones retenidas, evitando de este modo la separación de la capa que se puede producir con el tiempo como consecuencia de la relajación.

Los temples superficiales se pueden clasificar atendiendo a la fuente de energía que se emplea siendo los más utilizados el temple por inducción y el temple por llama. Otros medios de calentamiento de aplicación mucho más limitada son el temple por antorcha de plasma, el temple por haz de electrones o el temple por láser.

3.1. Temple por inducción El principio físico de este procedimiento que es, con mucho, el más empleado en la industria. El redondo a tratar se sitúa en el interior de una bobina por la que circula una corriente alterna, i. Esta corriente crea un campo magnético variable en el tiempo, B, en la pieza de acero que, de acuerdo con la ley de Lenz, ha de inducir en el redondo unas corrientes, iind, cuyo campo se opone a la causa que las genera.

Si la frecuencia de la corriente que circula por la bobina es elevada, las corrientes inducidas no se distribuirán uniformemente por la sección del redondo sino que quedarán confinadas a su periferia, fenómeno que se conoce en Electromagnetismo con el nombre de efecto pelicular. La circulación de estas corrientes por la periferia del redondo provoca un desprendimiento de calor cuya magnitud viene dada por la ley de Joule que provoca el calentamiento local de la superficie de la pieza.

El espesor de la capa que en el calentamiento puede alcanzar temperaturas superiores a la crítica A3 se puede estimar por medio de la expresión:

e

k1 Q

k 2 . t

El primero de los sumandos representa el espesor de la capa por la que circula la corriente que es inversamente proporcional a la raíz cuadrada de la frecuencia de la corriente, Q. El segundo de los sumandos, función creciente del tiempo de calentamiento, t, refleja el efecto de la transmisión de calor por conducción hacia el

308


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núcleo del redondo. Las constantes k1 y k2 dependen de la potencia del generador utilizado.

Las ventajas del temple por inducción con respecto al temple en masa son las siguientes: x Como el calentamiento es muy corto no se puede oxidar la superficie de la pieza

y resulta imposible su descarburación. x Como la zona austenizada es muy pequeña, las deformaciones de temple son

muy reducidas. x El proceso se puede automatizar con facilidad lo que permite obtener

productividades muy elevadas.

Como contrapartida, el temple por inducción también presenta ciertas desventajas respecto al temple en masa como, por ejemplo: x No es aplicable a cualquier acero. x Sólo resulta adecuado para geometrías particularmente sencillas. x Las inversiones a realizar son importantes.

De la comparación anterior cabe concluir que el temple por inducción se debe aplicar fundamentalmente en la fabricación de grandes series de piezas. Esta es la razón por la que el temple por inducción se emplea de forma sistemática en la industria de la automoción. Algunas piezas templadas por inducción que se pueden encontrar en los automóviles son palieres, ejes, coronas, engranajes, cremalleras de dirección y los extremos y asientos de las válvulas.

Otra posibilidad de tratamiento superficial por inducción es el que se da a las cabezas de los carriles para ferrocarril. Los carriles se fabrican empleando, entre otros, aceros no aleados con contenidos de carbono variables entre el 0,4 y el 0,8% y porcentajes de manganeso entre el 1 y el 1,6%. Tras su laminación en caliente, los carriles sufren un enfriamiento al aire similar al del normalizado que conduce a una estructura formada por constituyentes de tipo Ar’.


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ϔǤ

El desgaste que los carriles sufrirían como consecuencia del paso del material rodante en este estado resulta inadmisible, de modo que es necesario endurecer su cabeza. En este caso no es aconsejable alcanzar la máxima dureza posible ya que, si así se hiciera, el desgaste de las bandas de rodadura de las ruedas sería excesivo. Para obtener durezas intermedias se calienta la cabeza por inducción a 900°C según se puede ver en la figura 3-3 (a) y, a continuación, se enfría en una corriente de aire forzado hasta los 550-650°C, finalizando el proceso con un enfriamiento más lento al aire en calma siguiendo el camino marcado en la figura 3-3 (b). Al trabajar de este modo no sólo se consigue la estructura deseada en la cabeza del carril, además se logra conservar la estructura de normalizado del alma y del patín lo que confiere al carril una tenacidad adecuada.

El calentamiento superficial por inducción no sólo se utiliza para tratamientos térmicos, también se puede emplear en el secado de la pintura de banda continua de acero o en el precalentamiento de hilos de cobre o acero que van a recibir un recubrimiento plástico o metálico como el cobreado.

(a)

(b)

(c)

Figura 3-3. (a) Representación esquemática del tratamiento superficial que se aplica a las cabezas de carriles; (b) Enfriamientos tras la laminación en caliente y tras el tratamiento de la cabeza; (c) Variación de dureza a lo largo de la línea AB

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3.2. Temple a la llama Este un procedimiento es muy similar al temple por inducción diferenciándose de éste en que el calentamiento superficial se realiza bajo la llama de un soplete. Los combustibles que se emplean para el temple a la llama son el acetileno, el gas natural o el propano.

Mientras que la realización del temple por inducción siempre es automática, la del temple a la llama puede ser tanto automática como manual. El primer procedimiento se emplea para trabajar con series grandes de piezas, similares a las que se tratan por inducción, mientras que el segundo se puede emplear cuando se ha de trabajar con piezas cuyas dimensiones no permiten otra forma de tratamiento o cuando se ha de tratar un número reducido de piezas.

La profundidad de la capa templada depende de las características de la llama, de la naturaleza del combustible empleado y de la velocidad del soplete respecto a la pieza. Así, por ejemplo, la densidad de energía que se alcanza con las mezclas acetileno-oxígeno es mayor que la correspondiente a las mezclas propano-oxígeno de modo que el acetileno permite calentar con mayor rapidez el material y obtener capas más finas. Ahora bien, la elevación rápida de temperatura hace aumentar los riesgos de sobrecalentamiento y, si la temperatura alcanza los 1100°C, los de oxidación.

Como en el caso del temple por inducción, en los equipos para el temple a la llama se adoptan diferentes soluciones dependiendo de la forma y dimensiones de la pieza a tratar. Conviene destacar que las velocidades de desplazamiento en el temple a la llama (entre 50 y 200 mm/min) son menores que en el temple por inducción debido a que la transmisión de calor es más lenta.

Del mismo modo que en el temple por inducción, el temple a la llama finaliza con un enfriamiento bien por duchas o bien por inmersión de la pieza en un baño de temple de agua o de aceite.En términos generales se puede afirmar que los resultados que se obtienen con el temple a la llama son similares a los del temple por inducción, si bien son más irregulares debido a la mayor dificultad de control. Además, la pieza se puede sobrecalentar con riesgo de oxidaciones, descarburaciones e, incluso, de quemado de


ϔǤ

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la aleación. Como contrapartida, las instalaciones para el temple a la llama son más económicas que las empleadas en el temple por inducción.

3.3. Temple por láser y por haz de electrones

La implantación industrial de estos procesos es muy limitada porque su grado de madurez es menor que el de los procesos convencionales, y porque los costes de las instalaciones necesarias y de operación son muy elevados. Por esta razón, el temple por láser y el temple por haz de electrones sólo pueden resultar competitivos en algunas aplicaciones muy específicas como, por ejemplo, el tratamiento del borde de ataque de álabes de turbinas de vapor o el alojamiento de los segmentos en los pistones de motores diesel altamente solicitados.

Aunque no se va a entrar a discutir en detalle estas técnicas, es interesante comentar uno de sus aspectos. Como la focalización de la energía que se consigue por estos procedimientos es muy elevada, las zonas austenizadas son muy reducidas. El diámetro de la zona transformada en un temple por láser no pasa de unos pocos milímetros mientras que su profundidad es de algunas décimas. En estas condiciones, la extracción de calor a través de la masa no calentada del propio metal es suficiente para provocar la transformación martensítica sin necesidad de utilizar ningún medio de enfriamiento adicional. Este fenómeno se conoce con el nombre de autotemple.

4. RESISTENCIA A LA FLEXIÓN DE LAS PIEZAS TRATADAS SUPERFICIALMENTE Las tensiones que actúan sobre un redondo sometido a flexión toman su valor máximo en la periferia y se hacen nulas en el eje. Como el campo de tensiones en este caso no es uniforme, el material ideal para resistirlo debería ser uno heterogéneo cuya estructura se adaptara en cada punto al esfuerzo que localmente lo solicita. Una aproximación a este material ideal es una pieza tratada superficialmente en la que la

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resistencia a la tracción de la periferia, Rsup, que es la zona más solicitada, sea superior a la del núcleo, Rnuc, la zona sobre la que actúan las tensiones más reducidas.

El cálculo aproximado del espesor de la capa tratada necesario para soportar un esfuerzo de flexión predeterminado es sencillo siempre que se admitan las siguientes hipótesis: x

A pesar de la heterogeneidad estructural del redondo tratado superficialmente, la tensión en cualquier punto del redondo se considera proporcional a su distancia al eje como en el caso de un material homogéneo.

x

Se supone que el espesor de la región de transición es despreciable de modo que las propiedades del acero presentan una discontinuidad por salto brusco.

La aplicación de estas condiciones al cálculo se ilustra en la figura 4-1 que se muestra a continuación, junto con las limitaciones que han de respetarse para que no se produzca el fallo del eje bajo la acción de los esfuerzos impuestos. Para que el eje sea capaz de soportar los esfuerzos aplicados es necesario que la resistencia a la tracción en la superficie sea mayor que el valor máximo de la tensión y que la tensión que actúa en la superficie de separación entre núcleo y periferia sea menor que la resistencia del núcleo.

R sup ! V máx V máx I/2

e

I

R nuc I / 2e

V máx R nuc 2 V máx

Figura 4-1. Construcción de Woodvine para la determinación del espesor de la capa tratada necesaria para soportar esfuerzos de flexión


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17. TRATAMIENTOS CAPÍTULO TERMOQUÍMICOS 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS 1. INTRODUCCIÓN En el tema anterior se han clasificado los tratamientos superficiales que pueden aplicarse a los aceros y de entre éstos se van a estudiar ahora los dos tratamientos termoquímicos de mayor implantación industrial: la cementación y la nitruración.

Por razones de tiempo no puede abordarse el estudio de otros tratamientos termoquímicos que, aunque más especializados, tienen gran importancia en el comportamiento en servicio de numerosas piezas sometidas a solicitaciones singulares: siliciuración, carbonitruración, cianuración, sulfinización, boración, etc.

Por idénticos motivos no se va a incidir en la práctica industrial de estos tratamientos nada más que someramente, al considerarla un tema especializado, siendo más importante para el técnico no especialista las propiedades que confieren y su campo de aplicación.

2. CEMENTACIÓN Son muy numerosas las aplicaciones prácticas que precisan de piezas con una gran dureza superficial y que, sin embargo, presenten tenacidad elevada. Aunque las dos características son, en principio, opuestas, pueden conseguirse mediante la aplicación de tratamientos termoquímicos a aceros de bajo contenido en carbono y, por tanto, de tenacidad alta, que modifiquen la composición química de la periferia. El más antiguo y utilizado de los tratamientos superficiales termoquímicos es el de cementación.

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La cementación permite aumentar el contenido en carbono de la superficie del acero hasta un valor próximo al eutectoide y, posteriormente, un temple adecuado proporciona durezas en la periferia superiores a los 60 HRC, mientras que el núcleo conserva las propiedades inherentes a los aceros de bajo contenido en carbono.

A continuación se estudian los factores que determinan las características del tratamiento: procesos de cementación, tratamientos térmicos post-cementación y aceros utilizados.

2.1. Procesos de cementación

Ya se ha indicado anteriormente que no va a incidirse mucho en este apartado al considerarse la práctica del tratamiento un tema especializado. Sí que debe destacarse que la introducción de carbono en la superficie del acero es un proceso difusivo que depende de la temperatura y tiempo del tratamiento, de la composición química del acero y del llamado “potencial de carbono” del medio cementante, que puede definirse como el porcentaje de carbono máximo que adquiere superficialmente un acero no aleado en contacto con un medio cementante determinado.

En la figura 2-1 se representa para un acero no aleado de 0,10% C, cementado a 920ºC, en medios con distinto potencial de carbono, los contenidos de carbono que se consiguen a diferentes profundidades en función del tiempo de tratamiento.

Para acortar los tiempos de tratamiento y, por tanto, los costes de la cementación se utilizan temperaturas elevadas, habitualmente entre 825º y 925ºC, y medios cementantes con potencial de carbono alto, entre 1 y 1,20%.

Conviene distinguir entre capa cementada y capa dura. Se llama capa cementada a aquélla cuyo contenido en carbono es superior al del acero, mientras que capa dura es la parte de la capa cementada que tras el temple posterior queda con durezas superiores a 550 HV. El perfil de durezas de la capa cementada es similar al reflejado en la figura 2-2.


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Figura 2-1. Penetración de la cementación en un acero al carbono a 920ºC en función del potencial de carbono y el tiempo de tratamiento

Figura 2-2. Perfil de durezas de la capa cementada

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El cálculo del tiempo de cementación necesario para obtener un espesor de capa dura determinado puede estimarse por la ecuación:

x=k

t

siendo x el espesor en mm de capa dura y t el tiempo de cementación en horas. La constante k se determina en función del espesor de capa dura obtenido tras una hora de cementación.

Es normal en la práctica determinar k, para un medio cementante y un acero determinado, a diferentes temperaturas, obteniéndose curvas similares a las de la figura 2-3.

Habitualmente se utilizan medios cementantes con potencial de carbono superiores al del punto eutectoide por el menor tiempo necesario para realizar el tratamiento. La austenización incompleta utilizada para aceros hipereutectoides conduciría tras el temple a una microestructura formada por martensita, cementita reticular y austenita retenida. La presencia de la cementita reticular es indeseable pues contribuye a fragilizar la capa dura con el peligro de desconchamientos en servicio. Por otra parte, al aumentar el porcentaje de carbono de la capa dura aumenta la cantidad de austenita retenida tras el temple, obteniéndose menor dureza superficial. Es aconsejable, por tanto, que el porcentaje de carbono de la superficie no sobrepase el del punto eutectoide, por ello, tras la cementación en medios con potencial de carbono superiores a aquél, se realiza un recocido de difusión que tiene por objeto disminuir el tanto por ciento de carbono en la superficie hasta el del eutectoide, aumentando el espesor de capa dura y uniformizando su contenido en carbono.

En la práctica industrial la determinación de temperaturas y tiempos de cementación, así como los del recocido difusor, se efectúan, para un medio con potencial de carbono dado, mediante ensayos previos con redondos del acero a cementar.


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Figura 2-3. Profundidad de capa dura en función del tiempo de cementación a diferentes temperaturas

Es también habitual la protección de ciertas partes de las piezas que no se desea endurecer (roscas, chaveteros, agujeros, etc.). Para ello pueden utilizarse pinturas refractarias especiales, cobreado electrolítico o, a veces, pueden dejarse espesores suplementarios en ellas, que se eliminan por mecanizado tras la cementación y antes del temple.

En cuanto a los procesos de cementación, éstos pueden ser en medio sólido, líquido o gaseoso. La cementación sólida se realiza recubriendo las piezas, dispuestas en cajas de acero refractario, de mezclas de carbón vegetal, carbonatos bárico y sódico y coque. Una vez cerradas las cajas, y selladas las juntas, se calientan en hornos a temperaturas entre 850º y 950ºC.

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La cementación sólida está en desuso por los costes de preparación y mantenimiento de las cajas de cementación, los tiempos muy largos precisos de tratamiento y la imposibilidad de automatizar las instalaciones. Por otra parte, la irregularidad de resultados obtenidos se debe principalmente a la ausencia de control de la atmósfera en el interior de las cajas de cementación y a la diferencia de temperaturas entre distintos puntos de las cajas.

La cementación líquida se realiza en baños de sales fundidas. Las sales son mezclas de cianuro sódico, cloruros de bario, sodio y potasio y carbonato sódico.

Por cementación con sales fundidas pueden conseguirse espesores de 0,2 a 3 mm de capa cementada, empleando temperaturas entre 875º y 950ºC y tiempos entre 1 y 25 h, muy similares a las obtenidas en la cementación sólida. Este proceso es más económico y fácil de controlar que la cementación sólida prestándose muy bien a la automatización. Su mayor inconveniente reside en la toxicidad de las sales y la necesidad de disponer de instalaciones de captación de gases, ya que aunque éstos no son tóxicos sí que irritan las vías respiratorias. Igualmente, deben ser depuradas las aguas que se emplean para el lavado de las sales adheridas a las piezas tras la cementación pues, además de tóxicas para el hombre, son corrosivas para el acero. La neutralización con hipoclorito sódico del agua elimina la toxicidad.

La cementación gaseosa, en hornos continuos o estacionarios, está desplazando a los procesos anteriores por el menor coste de operación, facilidad de control y regularidad de resultados obtenidos.

El gas cementante suele estar formado por un hidrocarburo (metano, propano, butano, etc.), CO, H2, H2O, N2, etc.

También son muy utilizados los hornos de cementación gaseosa en los que el gas se produce por el goteo en la cámara del horno de líquidos orgánicos de composición precisa. Estos hornos consiguen una gran regularidad de resultados en la fabricación y en ellos se lleva a cabo la etapa de difusión, finalizada la de cementación, sin más que cortar el goteo del líquido cementante.


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Por último se indica la secuencia completa de operaciones necesaria para cementar una pieza: x

Mecanizado de la pieza

x

Protección de zonas que no deben endurecer

x

Cementación

x

Difusión

x

Mecanizado final

x

Temple y revenido

x

Rectificado

2.2. Tratamientos térmicos post-cementación

Una vez cementada la pieza, y sometida a la etapa de difusión si es necesario, debe templarse para obtener la dureza requerida. El tipo de temple que se efectúe depende del acero utilizado, morfología de la pieza, proceso de cementación efectuado, características que se quieren obtener en el núcleo y la periferia de la pieza y coste máximo inherente al tratamiento.

El acero cementado, al ser heterogéneo químicamente, presenta puntos críticos distintos en la periferia y en el núcleo: Ac321 para la periferia y Ac3 para el núcleo. Ello implica que un temple desde temperatura ligeramente superior a Ac3 será adecuado para el núcleo de la pieza e inadecuado para la periferia y, viceversa, un temple desde temperatura poco superior a Ac321 será correcto para la periferia e inadecuado para el núcleo de la pieza.

Debe considerarse que tras la cementación, y por efecto de la alta temperatura utilizada en el tratamiento, el acero presenta generalmente un grano grueso que conviene regenerar por enfriamiento posterior al aire y calentamiento a temperatura ligeramente superior a la crítica correspondiente: Ac321 para la periferia y Ac3 para el núcleo.

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Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos. Tc

Tc

Ac3 Ac1

t

t

(a)

(b)

Tc Ac3 Ac1

(c)

t

Tc Ac3 Ac1

t

(d)

TA Ac321

Vn

Vp

MS 20ºC

log t

MF

(e)

Figura 2-4. Posibles tratamientos postcementación

Los tratamientos que se pueden utilizar tras la cementación vienen esquematizados en la figura 2-4, estudiándose a continuación cada uno de ellos.


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Tratamiento a: En este tratamiento, el más sencillo y económico de todos, el temple se efectúa directamente desde la temperatura de cementación. Habitualmente se emplea para piezas de pequeña responsabilidad y morfología simple, fabricados en aceros al carbono o de baja aleación con capas cementadas de pequeño espesor (inferiores a 1 mm).

El temple desde alta temperatura, generalmente en aceite, puede producir deformaciones importantes y cantidades altas de austenita retenida en la periferia, con la consiguiente pérdida de dureza, de ahí la utilización de aceros no aleados o de baja aleación.

Con este temple no se obtienen las máximas durezas en la periferia, y tanto el núcleo como la periferia de la pieza quedan frágiles. El revenido tras el temple, semejante en todos los tratamientos, se realiza a temperaturas entre 160º y 220ºC, no debiendo sobrepasarse los 180ºC si se desean obtener durezas superiores a 60 HRC.

Tratamiento b: Enfriamiento al aire desde la temperatura de cementación, temple desde temperatura ligeramente superior a Ac3 y revenido final.

Este tratamiento se aplica a piezas en las que interesa la máxima resistencia y tenacidad en el núcleo, aunque la periferia quede frágil al ser un temple a temperatura demasiado alta para la capa cementada. Se recomienda este tratamiento para aceros de media aleación y grano fino, de temple en agua o aceite, que trabajan en condiciones de desgaste sin choques, y en los que la dureza y tenacidad de la periferia no son críticas.

Uno de sus mayores inconvenientes es la excesiva cantidad de austenita retenida que se obtiene en la capa cementada para aceros de media aleación.

Tratamiento c: En este tratamiento, similar al anterior, el temple se efectúa desde temperatura poco superior a Ac1 con objeto de obtener las mejores características en la capa cementada.

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Se utiliza frecuentemente en aceros de alta aleación y grano fino que no precisan regeneración del grano del núcleo. El temple para estos aceros suele ser en aceite y al ser desde baja temperatura produce un mínimo de deformaciones.

Al ser el acero de alta aleación se obtendrá una importante cantidad de austenita retenida en la periferia, que no alcanzará la máxima dureza aunque sí tenacidad elevada.

Cuando quiere reducirse la austenita retenida para aumentar la dureza de la periferia, es aconsejable con los aceros de alta aleación la cementación gaseosa con objeto de regular el potencial de carbono a valores entre 0,65 – 0,75%, que proporcionan la dureza óptima.

Tratamiento d: Este es el tratamiento más costoso al necesitar dos temples, uno inicial para la regeneración del grano del núcleo y otro posterior, a más baja temperatura, para la capa cementada.

Sólo se utiliza para aceros al carbono o de baja aleación de grano grueso o, por el contrario, para aceros de alta aleación y piezas de gran responsabilidad en las que interesan las mejores propiedades en el núcleo y en la superficie.

Tratamiento e: En piezas en las que las deformaciones deben ser mínimas puede efectuarse un martempering. Este tipo de tratamiento se aplica a aceros aleados de grano fino con cementación gaseosa, con potencial en carbono regulado a 0,7% para disminuir la austenita retenida. Tras la cementación se enfría al aire hasta temperatura ambiente procurando evitar las tensiones térmicas por enfriamientos desiguales en puntos distintos de la pieza. Posteriormente se calienta hasta temperatura ligeramente superior a Ac3 y se enfría en baño de sales a temperatura poco superior a MS. Tras la homogeneización térmica en el baño de sales se saca la pieza al aire. Aunque la estancia isoterma en las sales fundidas estabiliza la austenita, obteniendo una mayor cantidad de AR que en el enfriamiento continuo y una menor dureza, la mínima deformación inherente al martempering es el objeto principal de este tratamiento.


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2.3. Aceros de cementación

Los aceros de cementación pueden clasificarse en tres grandes grupos: x

Aceros al carbono

x

Aceros de baja / media aleación

x

Aceros de alta aleación

Los aceros al carbono no contienen elementos especiales de aleación, variando el porcentaje de carbono entre 0,08 y 0,25%, el de silicio entre 0,15 y 0,35% y el de manganeso entre 0,30 y 0,90%. Los porcentajes de fósforo y azufre se mantienen inferiores a 0,035%.

Con estos aceros se obtienen en el núcleo resistencias inferiores a 800 MPa y alargamientos entre el 15 y el 22%. Son aceros de temple al agua y su mayor inconveniente reside en las importantes deformaciones que pueden sufrir las piezas.

Las características mecánicas del núcleo de redondos de acero cementados se determinan efectuando una “pseudocementación” o “cementación en blanco”, que consiste en someter a los redondos a idénticos procesos que los que se realizan durante la cementación, pero sin usar cementante alguno. De esta forma los redondos sufren todo el ciclo de temperaturas y tiempos de la cementación y tratamientos postcementación, pero sin presentar heterogeneidad química alguna, lo que permite sacar probetas para los ensayos mecánicos habituales y conocer exactamente las propiedades que alcanzará el núcleo central.

Los aceros de más bajo contenido en carbono se emplean para piezas pequeñas, mientras que para las de espesor mayor se utilizan aceros de 0,20%C, ya que al enfriar más lentamente en el núcleo quedarían con una baja resistencia al ser fabricadas en aceros de inferior contenido en carbono, insuficiente muchas veces para soportar los esfuerzos transmitidos por la periferia. Debe recordarse aquí el método, explicado en el tema de temples superficiales, para calcular la resistencia que debe tener el núcleo central de redondos de acero con un espesor de capa dura superficial determinado.

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Algunas composiciones típicas de este grupo de aceros son las siguientes:

%C

%Mn

%Si

%P

%S

0,08 - 0,13

0,30 - 0,60

0,15 - 0,40

< 0,035

< 0,035

0,12 - 0,18

0,60 - 0,90

0,15 - 0,40

< 0,035

< 0,035

0,17 - 0,23

0,60 - 0,90

0,15 - 0,40

< 0,035

< 0,035

0,17 - 0,23

1,30 - 1,90

0,15 - 0,40

< 0,035

< 0,035

Los aceros al carbono de cementación incorporan actualmente elementos de control del tamaño de grano, con objeto de evitar el aumento exagerado durante la cementación a alta temperatura. En cualquier caso, muchas veces estos aceros necesitan del doble temple para no dejar frágiles las piezas.

Los aceros de baja / media aleación tienen como aleantes Mn, Cr, Ni y Mo no superando el 3% la suma de todos ellos. Los de mayor aleación son de temple en aceite y en agua el resto.

Los más empleados son los siguientes:

%C

%Mn

%Cr

%Ni

%Mo

0,13 - 0,19

1,00 - 1,30

0,80 - 1,10

-

-

0,15 - 0,21

0,60 - 0,90

0,85 - 1,15

-

0,15 – 0,25

0,17 - 0,23

0,60 - 0,90

0,30 - 0,50

-

0,40 – 0,50

0,17 - 0,23

0,40 - 0,70

-

1,60 – 2,00

0,20 – 0,30

0,17 - 0,23

0,60 – 0,90

0,35 – 0,65

0,40 – 0,70

0,15 – 0,25

Para todos ellos nuevamente el %Si es de 0,15 – 0,40, mientras que P y S se mantienen inferiores a 0,035%.

La resistencia en el núcleo es de 800 – 1100 MPa obteniéndose alargamientos entre el 8 y el 14%.


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ÀǤ

Los aceros de alta aleación son todos de temple en aceite y se emplean para piezas de gran tamaño y responsabilidad en las que deben alcanzarse resistencias en el núcleo entre 1100 y 1600 MPa y alargamientos del 7 – 11%. En estos aceros es fundamental emplear temperaturas de temple correctas para no obtener cantidades excesivas de austenita retenida. En ocasiones, cuando quiere obtenerse la máxima dureza, se dan a las piezas cementadas temples subcero.

Aceros de este grupo son los siguientes:

%C

%Mn

%Cr

%Ni

%Mo

0,12 - 0,18

0,35 - 0,65

0,60 - 0,90

2,75 – 3,25

-

0,14 – 0,20

0,60 – 0,90

0,80 – 1,10

1,30 – 1,70

-

0,16 - 0,25

0,35 - 0,65

1,40 - 1,70

1,30 – 1,70

-

0,10 - 0,16

0,60 - 0,90

0,80 - 1,10

1,20 – 1,60

0,15 – 0,25

0,10 - 0,16

0,30 - 0,60

0,80 – 1,10

3,00 – 3,50

0,20 – 0,30

0,14 - 0,20

0,25 – 0,55

1,10 – 1,40

3,80 – 4,30

0,20 – 0,30

0,12 – 0,18

0,30 – 0,60

-

3,25 – 3,75

-

Los elementos de aleación en estos aceros confieren una templabilidad alta que posibilita el temple en aceite, incluso para piezas grandes, asegurando un mínimo de deformaciones.

Mientras que el manganeso y el níquel como elementos gammágenos hacen descender los puntos críticos, el cromo y el molibdeno, alfágenos, los elevan.

En general, los aceros Cr – Ni y Cr – Ni – Mo, por el porcentaje de níquel que contienen, se cementan a temperaturas inferiores en unos 50ºC a los aceros al carbono y Cr – Mo de igual contenido en carbono.

Los aceros de cementación al níquel (3,25 – 3,75%) son muy apreciados por poderse cementar a muy baja temperatura (825ºC), disminuyendo los costes y deformaciones con respecto a tratamientos de más alta temperatura.

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El níquel además es un afinador del tamaño de grano del acero, mientras que el manganeso tiende a engrosarlo. Sin embargo, el manganeso tiene un efecto más acusado sobre la templabilidad que el níquel, por lo que es conveniente siempre su presencia en el acero, y más cuando la adición de aluminio permite el control del tamaño de grano.

Los mejores resultados se obtienen con los aceros Cr – Ni – Mo pues proporcionan excelentes características mecánicas y una gran dureza de la capa cementada, con una tenacidad elevada en el núcleo incluso en grandes espesores.

La velocidad de penetración del carbono en el acero no se modifica sustancialmente por la presencia de los elementos de aleación, aunque en general los aleantes carburígenos la aumentan mientras que el níquel y el silicio la disminuyen.

Los aceros cementados incrementan el límite de fatiga proporcionalmente al aumento de dureza en la periferia. La presencia de tensiones de compresión en dicha zona está, sin duda, ligada a este fenómeno.

Se ha comprobado que el máximo límite de fatiga se obtiene para contenidos en carbono de la superficie entre 0,6 – 0,8% y dureza del orden de 700 HV, mientras que la resistencia del núcleo deber ser de unos 1300 MPa, correspondiente a 400 HV.

3. NITRURACIÓN La nitruración es también un tratamiento termoquímico que permite, por la formación de nitruros consiguiente al enriquecimiento superficial de nitrógeno por el acero, obtener durezas superficiales entre 700 y 1100 HV.

La nitruración se aplica a aceros aleados con elementos formadores de nitruros (Cr, Al, Mo, V) previamente templados y revenidos, con resistencias en el núcleo entre los 800 y 1400 MPa. Estos valores son necesarios para evitar el desconchamiento de la capa nitrurada al transmitir ésta los esfuerzos exteriores a núcleos menos resistentes.


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Nunca deben nitrurarse aceros al carbono para evitar la formación de nitruros de hierro muy frágiles que inducen desconchamientos de la capa dura.

La nitruración, además de proporcionar durezas superiores a las de la cementación, presenta frente a este tratamiento la ventaja de conservar la dureza hasta temperaturas del orden de los 500ºC, de conferir una resistencia a la corrosión muy elevada frente al agua, su vapor y al aluminio fundido y, por último, de reducir el peligro de deformaciones o grietas debido al tratamiento, ya que todos los aceros de nitrurar son de temple al aceite y la nitruración, en sí misma, no precisa habitualmente de enfriamientos rápidos.

Al igual que en el caso de la cementación se estudiarán, en primer lugar, los procesos de nitruración y, posteriormente, los aceros a los que se aplican y las características obtenidas.

3.1. Procesos de nitruración

La nitruración puede ser gaseosa, en baño de sales o por plasma.

La nitruración gaseosa, el más antiguo de los métodos, se efectúa en hornos similares a los de cementación, calentados a 510ºC, en los que se introduce amoníaco que se disocia según la reacción:

2NH3

2N + 3H2

siendo el nitrógeno atómico el que se difunde en la periferia de la pieza. De esta forma pueden conseguirse capas nitruradas entre 0,2 y 0,7 mm en 20-80 horas de tratamiento.

A veces, la nitruración se efectúa con un gas formado por mezcla de amoniaco e hidrógeno o nitrógeno. Parece ser que estas mezclas mejoran el rendimiento del tratamiento, pero más habitual es el empleo de mezclas de amoniaco e hidrocarburos (metano o propano) que además de nitrurar cementan el acero. Éste método, llamado

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nitrocarburación, da lugar a la formación de carbonitruros responsables del endurecimiento del acero. La nitrocarburación suele aplicarse a temperaturas de 580ºC, más altas que las propias de la nitruración gaseosa (500-525ºC).

La nitruración en baño de sales más empleada recibe el nombre de “Sulfinuz”, siendo la composición del baño cianuro sódico (NaCN), cianato sódico (NaCNO) y sulfuro sódico (Na2S).

Durante las dos horas de tratamiento a 570ºC no sólo se difunde carbono y nitrógeno en el acero, sino que también se enriquece superficialmente en azufre, que confiere excelentes propiedades antifricción a la capa dura.

La nitruración en sales es mucho más rápida que la nitruración gaseosa. Así, con el mismo acero, se obtienen durezas y espesores de capas semejantes con nitruración gaseosa a 510ºC durante 10 horas, que con nitruración en sales a 570ºC durante 4 horas.

Por último, el método con menor implantación industrial es la nitruración por plasma pues, aunque es conocido desde 1930, el coste de los equipos y la tecnología necesaria en el proceso han retrasado su aplicación.

Las piezas se colocan en una cámara hermética vertical en contacto eléctrico con el cátodo, mientras que la cámara constituye el ánodo.

La cámara, una vez hecho el vacío, se rellena con nitrógeno, hidrógeno y metano, por lo que realmente se efectúa una nitrocarburación. La presión de trabajo oscila entre 0,1-10 mbar, y al aplicar una diferencia de potencial entre 500-1000 V el gas se ioniza con lo que los iones de nitrógeno adquieren una alta energía cinética y chocan con las piezas.

Los choques elevan la temperatura superficial del acero y el nitrógeno difunde intersticialmente en su interior. Los tiempos de tratamiento son del orden de 30 horas y los espesores de capa obtenidos superiores a la nitruración gaseosa convencional.


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Por último, debe indicarse que lo mismo que en el caso de la cementación se pueden proteger ciertas partes de las piezas del endurecimiento por la difusión del nitrógeno. Ahora son mezclas de polvos de estaño, plomo y óxido de cromo la base de pinturas que se aplican en las zonas a proteger, o bien se puede realizar un estañado electrolítico.

La secuencia de operaciones que conlleva la nitruración es la siguiente: x

Mecanizado de la pieza

x

Temple y revenido

x

Rectificado previo

x

Protección de zonas no endurecibles

x

Nitruración

x

Enfriamiento adecuado

x

Rectificado final

3.2. Aceros de nitruración

Básicamente hay tres familias de aceros de nitruración que cubren la mayor parte de las aplicaciones habituales: x

Aceros Cr – Al – Mo %C

%Si

%Mn

%Cr

%Al

%Mo

0,30-0,37

0,20–0,50

0,50-0,80

1–1,30

0,80–1,20

0,15–0,25

0,38-0,45

0,20-0,50

0,50-0,80

1,50–1,80

0,80–1,20

0,25–0,40

x

Aceros Cr – Mo – V %C

%Si

%Mn

%Cr

%Mo

%V

0,35-0,42

0,15-0,40

0,40-0,70

3,00–3,50

0,80–1,10

0,15-0,25

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Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos. x

Aceros Cr – Mo %C

%Si

%Mn

%Cr

%Mo

0,28 - 0,35

0,15 - 0,40

0,40 - 0,70

2,80 – 3,30

0,30 – 0,50

Con estos aceros se obtienen, en función del diámetro del redondo, las siguientes propiedades mecánicas aproximadas: Aceros Cr – Al – Mo (C : 0,30 – 0,37%) ( < 100 mm) Rm = 800 – 1150 MPa ; A = 12 – 14% ; KCU = 20 – 25 J ; HV = 950 Aceros Cr – Al – Mo (C : 0,38 – 0,45%) ( = 100 – 160 mm) Rm = 850 – 1000 MPa ; A = 14% ; KCU = 25 J ; HV = 950 Aceros Cr – Mo – V ( < 70 mm) Rm = 1300 – 1500 MPa ; A = 8% ; KCU = 15 J ; HV = 800 Aceros Cr – Mo ( = 100 – 160 mm) Rm = 950 – 1150 MPa ; A = 12% ; KCU = 30 J ; HV = 800

También se nitruran muchas veces herramientas y útiles fabricadas con aceros rápidos, aceros para trabajo en caliente, aceros indeformables, etc., alcanzándose durezas entre 1100 – 1300 HV. Cuando es preciso unir la resistencia a la corrosión de los aceros inoxidables austeníticos con una alta dureza superficial, pueden nitrurarse aquéllos con un tratamiento especial previo a la nitruración cuyo objeto es eliminar la capa superficial de óxido de cromo, que evitaría en caso contrario la difusión del nitrógeno. El tratamiento consiste en la inmersión en una disolución al 50% en volumen de ácido perclórico a 70ºC y enfriamiento posterior en agua. La nitruración de los aceros inoxidables austeníticos se efectúa a temperaturas entre 570º y 620ºC.

Las principales propiedades que confiere a los aceros la nitruración son una excelente resistencia al desgaste y a la abrasión, muy superior a la obtenida por cementación. En particular, el tratamiento “Sulfinuz” por el bajo coeficiente de fricción


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que comunica es especialmente indicado en el caso de piezas que trabajen en condiciones de desgaste adhesivo. La resistencia a la fatiga y la baja sensibilidad a los efectos de entalla son propias, también, de las piezas nitruradas. Un acero de nitruración en estado de temple y revenido con Rm = 900 MPa tiene un límite de fatiga de 450 MPa, mientras que tras la nitruración el límite de fatiga se incrementa hasta 600 MPa. Este aumento en la resistencia a la fatiga está asociado a las tensiones de compresión existentes en la capa nitrurada y a la mayor dureza superficial.

La capa nitrurada es a efectos de la resistencia a la corrosión atmosférica, o a la corrosión en agua, equivalente a la que confiere un 13% de cromo en el acero


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CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN 18. CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN ACEROS DE CONSTRUCCIÓN

1. ACEROS: DEFINICIÓN Y CLASIFICACIONES Los aceros son aleaciones hierro-carbono forjables. El contenido en carbono, que es el elemento que ejerce una influencia más marcada sobre las propiedades de los aceros, está limitado por la máxima solubilidad de este elemento en la austenita y suele estar por debajo del 2%. Además del carbono se añaden otros aleantes que permiten adaptar sus propiedades para responder a un abanico muy amplio de solicitaciones.

Los aceros se pueden clasificar atendiendo a diferentes criterios como su composición química, sus aplicaciones, los requisitos de calidad exigibles, su microestructura, su proceso de fabricación o de conformación entre otros.

1.1. Clasificación de los aceros según clases de calidad

Aceros de base: son aceros no aleados que no son objeto de prescripciones respecto a tratamientos térmicos, propiedades mecánicas, composición química o aptitud para la conformación en frío que requieran precauciones especiales durante la fabricación.

Aceros de calidad: son aceros aleados o no aleados a los que no se exige regularidad en respuesta a tratamientos térmicos ni requisitos especiales respecto a limpieza inclusionaria pero a los que se exigen prescripciones más rigurosas que a los aceros de base (resistencia a la rotura frágil, tamaño de estructura, aptitud para la conformación, ...) que requieren adoptar ciertas precauciones durante la fabricación.

Aceros especiales: son aceros que se fabrican bajo condiciones muy precisas de modo que presentan composiciones químicas dentro de márgenes muy estrechos, un

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CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN

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contenido reducido en inclusiones no metálicas y, según el caso, una respuesta a los tratamientos térmicos garantizada o unas características tecnológicas o físicas muy exigentes.

1.2. Clasificación de los aceros según sus aplicaciones

Cuando se consideran los diferentes usos que se pueden dar a los aceros, éstos se pueden clasificar en:

Aceros de construcción: dentro de este primer grupo se incluyen aquellos aceros que se utilizan con fines estructurales, es decir, los que se emplean para fabricar piezas que han de soportar solicitaciones mecánicas predeterminadas. Como ejemplos, se pueden citar los perfiles empleados en obra civil y edificación, aceros destinados a la fabricación de elementos de máquinas o chapa para calderería y construcción naval. De acuerdo con los fines propuestos, estos aceros se deben seleccionar buscando, entre otros objetivos, garantizar unas características mecánicas mínimas que se deben alcanzar bien en estado de suministro o tras tratamiento térmico.

Aceros de herramientas: son aquéllos que se emplean para la fabricación de útiles destinados a cambiar la forma y/o tamaño de diferentes materiales, ya sean metálicos o no, por deformación o por arranque de viruta. Las características exigibles a estos aceros estarán relacionadas con su dureza, tenacidad, resistencia al desgaste y, en ocasiones, con su indeformabilidad.

Aceros inoxidables y refractarios: son aceros cuya formulación busca obtener una resistencia a la corrosión elevada. La selección de los aceros de este grupo se realiza atendiendo a las condiciones en las que se produce la corrosión: atmosférica, en medio ácido o básico, a temperatura ambiente o a temperaturas elevadas, etc. y los esfuerzos aplicados.

Aceros para aplicaciones especiales: son aceros en los que el criterio fundamental de elección no es ninguno de los anteriores como, por ejemplo, aceros para imanes y


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chapa magnética, aceros con conductividad eléctrica limitada, aceros con coeficiente de dilatación especial, etc.

2. ELEMENTOS DE ALEACIÓN EN LOS ACEROS Los elementos de aleación modifican la estructura de los aceros, de modo que cambian sus propiedades y su respuesta a los tratamientos térmicos. Para estudiar la influencia de los elementos de aleación en los aceros conviene empezar por la descripción de su efecto sobre sus transformaciones de fase y sobre la naturaleza de las fases presentes en los mismos. 2.1. Diagramas Fe-X

Cuando se considera su efecto sobre la forma del campo de existencia de la fase J, los elementos de aleación de los aceros se pueden separar en dos grupos: Estabilizadores de la fase D o alfágenos: tienden a reducir el campo de existencia de la austenita. Hay dos tipos: x

Los campos G y D se unen rodeando el bucle J (Si, Al, Be y P y algunos elementos carburígenos como Ti, V, Mo y Cr).

x

Los campos G y D no se unen: presentan un bucle J cerrado cuya extensión está limitada por la formación de compuestos (B y carburígenos como Ta, Nb y Zr).

Figura 2-1. Ejemplos de diagramas Fe-elementos alfágenos Estabilizadores de la fase J o gammágenos: tienden a ampliar el campo de existencia de la austenita. Se pueden clasificar en dos grupos:

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336 x

Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos. Campo J abierto: reducen las temperaturas A1 y A3. Fundamentales en la formulación de aceros austeníticos. Elementos con estructura C.C.C. o parecida: Ni, Mn y Co.

x

Campo J cuya extensión queda limitada por la formación de compuestos, como C y N que entran por inserción o sustitucionales como Cu, Zn y Au.

Figura 2-2. Ejemplos de diagramas Fe-elementos gammágenos 2.2. Diagramas Fe-X-C

Los elementos gammágenos tienden a ampliar el campo J del sistema Fe-C cuando forman parte de aleaciones ternarias Fe-X-C, mientras que los alfágenos tienden a reducir el intervalo de temperaturas de estabilidad de la fase J . Así, el efecto sobre los puntos críticos de los aceros es el que se resume a continuación y se ilustra en la figura 2-3: x

Gammágenos: reducen A1 y A3 y elevan A4

x

Alfágenos: elevan A1 y A3 y reducen A4

En general, al aumentar el contenido del aleante X la solubilidad del carbono en la fase J y su contenido en la perlita tienden a disminuir. Estos comportamientos se ejemplifican en la figura 2-3 que muestra el efecto de un aleante alfágeno, el cromo, y otro gammágeno, el manganeso, sobre la forma del bucle J del diagrama Fe-Fe3C.


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Figura 2-3. Diagramas que ilustran el efecto del cromo y el manganeso sobre las temperaturas críticas y el contenido de carbono del eutectoide

2.3. Distribución de los elementos de aleación en aceros recocidos

Aceros recocidos: su estructura viene descrita por el diagrama ternario Fe-X-C correspondiente.

Elementos carburígenos: pueden aparecer formando carburos. Son los aleantes más electropositivos que el hierro. Los ejemplos más típicos son Cr, Mo, V, Ti, W y Nb. Cuando los porcentajes de los elementos carburígenos son reducidos, se disuelven en

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338


la cementita, (Fe,X)3C y cuando son más elevados aparecen formando carburos de elementos de aleación. El carburo de manganeso es isomorfo con la cementita de modo que este elemento sólo aparece en carburos del tipo (Fe,Mn)3C. Los aleantes carburígenos más enérgicos, fundamentalmente V y Nb, pueden aparecer formando nitruros y carbonitruros. El aluminio, aunque no forma carburos, si se puede encontrar en forma de nitruros en los aceros.

Elementos que aparecen disueltos en la ferrita: los elementos que no forman carburos como Ni, Cu, Co, Si, P y Al aparecen disueltos en la ferrita (o en la austenita en el caso de que sea estable a temperatura ambiente). El exceso de elementos carburígenos que no forma carburos y de aluminio que no forma nitruros, se disuelve en la ferrita (o en la austenita, según el caso). La tendencia a disolverse en la ferrita de los elementos carburígenos es inversa a su tendencia a formar carburos.

Elementos que se encuentran formando inclusiones no metálicas: el S, presente en todos los aceros, aparece combinado con el manganeso en forma de MnS. También pueden encontrarse óxidos como el Al2O3 o ZrO2 y silicatos.

Elementos que aparecen como metales puros: todo el Pb y el Cu si su porcentaje es elevado.

2.4. Principales elementos de aleación en aceros

2.4.1. Manganeso Es un elemento de aleación muy económico que está presente en todos los aceros. Se añade para fijar el azufre y para desoxidar el caldo. Además, se puede incorporar en la formulación de aceros al carbono y de baja aleación para endurecer la ferrita por formación de solución sólida y para aumentar la templabilidad. En cantidades elevadas, puede estabilizar la austenita a temperatura ambiente (aceros Hadfield: 12% de Mn y 1% de C).

2.4.2. Silicio Procede de las materias primas empleadas en la fabricación del arrabio y, además, se puede añadir al acero líquido como desoxidante. Aparece como inclusión no


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metálica, lo que es indeseable, o disuelto en la ferrita. El Si endurece la ferrita de forma acusada pero, a la vez, la fragiliza. Este efecto endurecedor es la causa del empleo del silicio en aceros que deben presentar un límite elástico elevado como, por ejemplo, algunos de los utilizados para la fabricación de muelles. Tiende a dificultar la formación de carburos de modo que se utiliza cuando se desea promover la grafitización. Tiene un efecto moderado sobre la templabilidad. El Si hace crecer la resistividad eléctrica del acero, razón por la que se emplea en la fabricación de chapa magnética. Además, el silicio aumenta la resistencia a la oxidación a alta temperatura de los aceros, motivo por el que forma parte de la composición química de aceros refractarios y de aceros para válvulas.

2.4.3. Fósforo El fósforo es un elemento alfágeno que se disuelve en mucha mayor cantidad en la ferrita que en la austenita, y que en pequeños contenidos siempre se encuentra en forma de solución sólida. Endurece fuertemente a la ferrita facilitando su mecanización y aumenta la resistencia a la corrosión de los aceros al carbono. Se limita su contenido en los aceros no refosforados a contenidos inferiores al 0,035% por la fragilización en frío que produce, aunque en aceros de construcción resistentes a la corrosión atmosférica puede alcanzar contenidos entre 0,06 y 0,15%.

2.4.4. Azufre Como el sulfuro de hierro forma un eutéctico, que funde a 988ºC, provoca fragilidad en caliente en los aceros. Para evitar este problema, su porcentaje se debe mantener reducido

(<0,045 %) y todo el azufre tiene que fijarse en forma de sulfuro de

manganeso. En ciertos aceros de construcción y en algunos inoxidables que se utilizan para la fabricación de piezas con responsabilidad no muy elevada, se añade azufre intencionadamente (entre 0,06 y 0,30%) para mejorar la mecanizabilidad.

2.4.5. Aluminio El aluminio es un desoxidante muy enérgico por lo que suele aparecer en muchos aceros en proporciones de decenas de ppm (diezmilésima por ciento). El aluminio no sólo reacciona con el oxígeno disuelto en el caldo, también lo hace con el nitrógeno formando nitruros que resultan muy eficientes a la hora de bloquear el crecimiento del

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340


grano y, por tanto, contribuyen a afinar la estructura. Esta tendencia a formar nitruros se aprovecha para lograr el endurecimiento superficial en ciertos aceros de nitruración que pueden presentar contenidos de aluminio cercanos al 1%. El aluminio también interviene en la formulación de algunos aceros refractarios porque hace crecer la resistencia a la oxidación a temperaturas elevadas.

2.4.6. Cromo El cromo es un aleante alfágeno y carburígeno moderado que, en aceros de baja y media aleación, endurece ligeramente la ferrita y hace crecer la templabilidad. En proporciones más elevadas (%Cr > 13) se emplea en la formulación de todos los aceros inoxidables porque forma una capa de óxido que evita el progreso de la corrosión y, en proporciones aún mayores, en los aceros refractarios que presentan una resistencia elevada a la oxidación a altas temperaturas. Los carburos de cromo en algunos aceros de herramientas de alta aleación les confieren una gran resistencia al desgaste.

2.4.7. Níquel El níquel es un aleante gammágeno que siempre aparece disuelto en las soluciones sólidas

o J dependiendo de la temperatura y/o de la composición química del acero.

Es un elemento muy apreciado en los aceros para construcción de baja y media aleación ya que, aunque su influencia sobre la templabilidad es moderada, rebaja la temperatura A3, limita el crecimiento de grano en los tratamientos térmicos, causa una mejora notable de la tenacidad de estos aceros y reduce la temperatura de la transición dúctil-frágil. En aceros inoxidables y refractarios puede aparecer en altas proporciones (entre el 8 y el 25%) con la finalidad de estabilizar la austenita a temperatura ambiente.

2.4.8. Molibdeno Es un carburígeno muy enérgico que se añade a ciertos aceros para temple y revenido de baja y media aleación porque, además de incrementar la templabilidad de forma notable, previene la aparición de la fragilidad Krupp y restringe el crecimiento de grano austenítico a la temperatura de temple (%Mo < 0,5). Además, en proporciones mayores (entre 0,5 y 6%), mejora la resistencia del acero a temperaturas moderadas y altas. Su capacidad para formar carburos también se explota en la formulación de aceros de herramientas de alta aleación para alcanzar resistencias al desgaste muy


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elevadas. Su tendencia a formar nitruros se aprovecha para incluirlo en ciertos aceros de nitruración en proporciones que pueden llegar al 1%. En algunos aceros inoxidables el molibdeno aporta una contribución adicional a la resistencia a la corrosión, especialmente a los cloruros.

2.4.9. Titanio El titanio cuando se emplea como desoxidante en la fabricación de los aceros inhibe el crecimiento de grano. Este elemento, junto con el niobio y el vanadio, son los principales formadores de los carburos, nitruros y carbonitruros que permiten controlar la estructura y, por tanto, ajustar las propiedades de los aceros microaleados. Como el nombre indica, los porcentajes de estos aleantes en los aceros son muy reducidos, manteniéndose habitualmente por debajo de la décima de tanto por ciento. También se añade en la formulación de ciertos aceros inoxidables para evitar los problemas de corrosión intercristalina.

2.4.10. Vanadio Como se ha señalado en el párrafo anterior, el vanadio aparece en la composición química de algunos aceros microaleados. Además, se incorpora a algunos aceros de herramientas y en ciertos tipos de aceros para muelles por su capacidad para afinar el grano y porque causa un incremento en la resistencia al ablandamiento en el revenido.

2.4.11. Wolframio Por su capacidad para formar carburos de gran dureza, propiedad que conservan en el calentamiento hasta temperaturas de 500 ó 600ºC, se emplea tanto en la formulación de aceros para herramientas de corte y de aceros rápidos, como en la de aceros para trabajos en caliente. Además, se utiliza en ciertos aceros inoxidables que deben trabajar a temperaturas elevadas.

2.4.12. Cobalto Es un elemento de aleación que presenta un comportamiento excepcional ya que tiende a incrementar el contenido de carbono en la perlita y a disminuir la templabilidad en aceros sin elementos de aleación carburígenos. Su empleo se limita a aceros de

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herramientas ya que reduce la tendencia al ablandamiento a temperaturas altas. Además, se utiliza en la formulación de aceros para imanes.

3. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN Un primer criterio para clasificar los aceros de construcción es atender al estado en que se utilizan. Así, se pueden dividir en: x Aceros que se utilizan en bruto de forja o laminación x Aceros para tratamiento térmico

3.1. Aceros de construcción de uso en bruto de forja o laminación

Este grupo de aceros es, con mucho, el de mayor consumo, representando más del 80% de la producción siderúrgica.

Los productos fabricados con estos aceros se pueden clasificar atendiendo a su forma en productos planos (chapas, planchas, bandas, flejes, ...) y largos (perfiles estructurales y comerciales, barras, redondos, alambrón, perfiles para material de vía, tubos, alambres, ...), y atendiendo al proceso de conformación en laminados en caliente o en frío.

Un criterio alternativo para clasificarlos es hacerlo según su contenido en carbono y según su aplicación:

Aceros de bajo contenido en carbono: x

Productos laminados en caliente de uso general

x

Aceros microaleados

x

Aceros con resistencia a la corrosión mejorada

x

Aceros recubiertos.


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ϔ×Ǥ×Ǥ Aceros de contenido en carbono medio y alto: x

Aceros para aplicaciones ferroviarias

x

Aceros para cables

3.1.1. Productos laminados de uso general Son aceros no aleados de base o de calidad con %C < 0,25 que se suministran en forma de productos planos o largos y que, habitualmente, se emplean en estructuras soldadas, roblonadas o atornilladas cuya temperatura de servicio sea la ambiente. Estos productos son los más utilizados entre los aceros de construcción.

Se designan con la letra S, que identifica a los aceros para construcción metálica, seguida del valor de su límite elástico expresado en MPa. Las calidades que se emplean con más frecuencia son las S 235, S 275 y S 355.

La composición química en análisis de colada de estos aceros es la que se muestra en la tabla que se presenta a continuación:

Tabla 3-1. Contenidos máximos de elementos de aleación en aceros laminados en caliente de uso general

Tipo S 235 S 275 S 355

%C máx. 0,17 0,21 – 0,18 0,24 – 0,20

%Mn máx. 1,40 1,50 1,60

%Si máx. ----0,55

%P máx. 0,045 – 0,035 0,045 – 0,035 0,045 – 0,035

%S máx. 0,045 – 0,035 0,045 – 0,035 0,045 – 0,035

%N libre máx. 0,009 – 0,012 0,009 – 0,012 0,009 – 0,012

La relación entre límite elástico y resistencia de estos aceros varía entre 0,5 y 0,7 y los alargamientos mínimos a la rotura son del 17 al 21%. Además, algunos de estos aceros deben cumplir requisitos de resistencia al impacto.

Los aceros con prescripciones especiales de resiliencia son, en general, aptos para el soldeo por todos los procedimientos. Cuando la soldabilidad sea crítica se puede exigir un valor máximo del carbono equivalente, CEV, que se determina por la expresión:

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C.E.V

C

Mn 6

+

Cr+Mo 5

+

Ni+Cu 15

Los únicos tratamientos térmicos admisibles para estos aceros son: x

Recocido de relajación de tensiones: cuando es necesario recocer para relajar las tensiones debidas a operaciones de conformado de estos aceros. No se deben emplear nunca temperaturas superiores a los 580ºC ni tiempos de permanencia por encima de 1 h, ya que se produciría una caída de las propiedades mecánicas por debajo de los límites prescritos.

Otro tipo de productos laminados en caliente que se emplean en bruto de forja o laminación son algunos aceros de fácil mecanización. Los aceros de este grupo se destinan a la fabricación de grandes series de piezas, cuya responsabilidad no es elevada, en máquinas herramientas automáticas que trabajan a gran velocidad. La formulación de estos aceros es tal que permite mejorar la mecanizabilidad al dificultar la formación de virutas largas durante el mecanizado. Este objetivo se puede conseguir bien restando plasticidad a la ferrita, lo que se consigue añadiendo fósforo por encima de los niveles habituales (%P = 0,06-0,12), o bien promoviendo la formación de inclusiones que facilitan la rotura de la viruta en el mecanizado. Los elementos de aleación más utilizados para promover la formación de las inclusiones son el azufre que aparece en forma de MnS y el plomo que, a causa de su insolubilidad en el hierro, se encuentra en forma de glóbulos dispersos en la matriz metálica. En ocasiones, se pueden añadir también proporciones reducidas (< 0,035%) de selenio y de teluro, elementos que cumplen el mismo papel que el azufre.

Las composiciones de algunos aceros de fácil mecanización que se emplean sin tratamiento térmico son las que se muestran a continuación:

Tabla 3-2. Composición química de algunos aceros de fácil mecanización que se emplean en bruto de laminación %C máx.

%Mn

%Si máx

%P máx.

%S

0,14

0,90-1,30

0,05

0,11

0,24-0,32

%Pb

0,14

0,90-1,30

0,05

0,11

0,24-0,32

0,15-0,35

0,15 0,15

1,00-1,50 1,00-1,50

0,05 0,05

0,11 0,11

0,30-0,40 0,30-0,40

0,15-0,35


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345

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El límite elástico (Rp0,2 mínimo = 215 MPa) y la resistencia (Rm = 380-510 MPa) de estos aceros en dirección longitudinal son próximos a los de los aceros con la misma composición base. Estos valores se pueden mejorar por conformado en frío, pudiendo llegar a presentar límites elásticos por encima de 400 MPa. Sin embargo, la tenacidad y las propiedades transversales son peores a causa de la alineación de las inclusiones y, en ciertos casos, de su alargamiento durante el laminado, motivo por el que no se deben emplear en la fabricación de piezas de responsabilidad elevada.

Además de los grados no destinados al tratamiento térmico que se recogen en la tabla anterior, se pueden encontrar aceros de fácil mecanización para temple y revenido (%C = 0,35-0,45; %Mn = 1,30-1,70; %P<0,06) y para cementación (%C = 0,07-0,13; %P<0,04).

3.1.2. Aceros microaleados Son aceros con contenidos en carbono reducidos (< 0,25%) y pequeñas cantidades de aleantes seleccionados, que se fabrican por técnicas de laminación controlada y siempre se emplean en bruto de laminación. Estos aceros en ocasiones se denominan aceros HSLA, donde las siglas significan High Strength Low Alloy (alta resistencia, baja aleación). Sus propiedades son las siguientes: x

Límites elásticos que pueden llegar hasta 800 MPa y tenacidades elevadas (temperaturas de transición dúctil-frágil entre -40 y -120ºC)

x

Soldabilidad excelente

x

Buena conformabilidad en frío

x

Costes moderados

Estos resultados se consiguen por un control muy preciso de la microestructura (tamaño de grano ferrítico, morfología de la ferrita y precipitados), por el empleo de aleantes costosos formadores de carburos, nitruros y carbonitruros en cantidades muy pequeñas (Ti, V, Nb y Zr) y por la utilización de los procedimientos de fabricación más avanzados (fusión en horno eléctrico, ajuste de la composición por técnicas de metalurgia secundaria, uso de la colada continua y conformación por medio de técnicas

346


346


de laminación controlada y enfriamiento acelerado, así como control de la geometría de las inclusiones no metálicas).

Los aceros microaleados representan más del 25% de la producción mundial de aceros, cifra muy superior en países desarrollados, y sus aplicaciones más importantes son: x

Más del 95% de los tubos para gasoductos y oleoductos fabricados en Europa, Japón y Norteamérica se obtienen con aceros HSLA. También se emplean estos aceros para fabricar otros tubos destinados a aplicaciones de cierta responsabilidad.

x

La mayoría de la producción de chapa naval.

x

Los aceros HSLA se emplean de forma mayoritaria en la producción de chapas y perfiles para aplicaciones “off-shore”.

x

Fabricación de depósitos a presión, sobre todo para almacenamiento de gases licuados.

x

Cerca del 25% de la chapa que utiliza la industria del automóvil.

x

Un porcentaje muy elevado de las barras para corrugados.

Estos aceros se pueden clasificar en diferentes grupos atendiendo a su microestructura que viene condicionada por la composición química y las condiciones en las que se realiza la conformación del acero. Cuando se atiende a su microestructura se pueden dividir en los siguientes grupos: x

Aceros con estructura ferrito-perlítica

x

Aceros con estructura ferrítica

x

Aceros DP (Dual Phase)

Aceros con estructura ferrito-perlítica:

En este grupo se incluyen aceros con contenidos de carbono que, en general, son inferiores al 0,15% de modo que, tras la laminación, la ferrita es el constituyente mayoritario. Son aceros con pequeñas cantidades (normalmente menos del 0,20%) de elementos formadores de carburos o carbonitruros.


347

347

ϔ×Ǥ×Ǥ

Las propiedades mecánicas de estos aceros cubren el espacio entre los productos laminados en caliente de uso general y los aceros de construcción para temple y revenido que se discutirán más adelante.

Estos aceros se identifican con la letra S seguida del límite elástico mínimo garantizado seguido de la letra M y, en ciertos casos, de otra más que caracteriza el estado. Así, los aceros conformados en caliente por laminación controlada para construcción mecánica son los que se recogen en la tabla 3-3.

Además de estos grados, se pueden encontrar los SxxxML cuya composición coincide con la de los SxxxM salvo que los contenidos máximos de azufre y fósforo deben ser menores: 0,025 y 0,030, respectivamente.

Tabla 3-3. Composiciones químicas de aceros microaleados laminados termomecánicamente para construcciones metálicas Tipo

%C máx. %Mn máx. %Si máx. %P máx. %S máx. %Al mín %Nb máx. %V máx. %Ti máx. %Ni máx. %N máx.

S275M

0,13

1,5

0,5

0,035

0,03

0,02

0,05

0,08

0,05

0,3

0,015

S355M

0,14

1,6

0,5

0,035

0,03

0,02

0,05

0,1

0,05

0,3

0,015

S420M

0,16

1,7

0,5

0,035

0,03

0,02

0,05

0,12

0,05

0,3

0,02

S460M

0,16

1,7

0,5

0,035

0,03

0,02

0,05

0,12

0,05

0,45

0,025

Estos aceros presentan resistencias garantizadas que van desde los 360 hasta los 720 MPa con alargamientos a la rotura desde el 24 hasta el 17% y, además, en estos aceros se debe garantizar una energía de rotura mínima para el ensayo de resiliencia.

Como se destinan a la construcción metálica, la soldabilidad de estos aceros debe ser elevada, presentando carbonos equivalentes que no pasan de 0,46 en los casos más desfavorables.

Otros aceros de esta familia son los conformables en frío que se dedican a la construcción mecánica. Las composiciones químicas de algunos de estos aceros aparecen en la tabla siguiente.

348


348

Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos. Tabla 3-4. Composiciones químicas de aceros microaleados laminados termomecánicamente para conformación en frío. Tipo

%C máx. %Mn máx. %Si máx. %P máx. %S máx.

%Al mín %Nb máx. %V máx. %Ti máx. %Mo máx. %B máx.

S315MC

0,12

1,3

0,5

0,025

0,02

0,015

0,09

0,2

S355MC

0,12

1,5

0,5

0,025

0,02

0,015

0,09

0,2

0,15 0,15

S420MC

0,12

1,6

0,5

0,025

0,015

0,015

0,09

0,2

0,15

S460MC

0,12

1,6

0,5

0,025

0,015

0,015

0,09

0,2

0,15

S500MC

0,12

1,7

0,5

0,025

0,015

0,015

0,09

0,2

0,15

S550MC

0,12

1,8

0,5

0,025

0,015

0,015

0,09

0,2

0,15

S600MC

0,12

1,9

0,5

0,025

0,015

0,015

0,09

0,2

0,22

0,5

0,005

S650MC

0,12

2

0,6

0,025

0,015

0,015

0,09

0,2

0,22

0,5

0,005

S700MC

0,12

2,1

0,6

0,025

0,015

0,015

0,09

0,2

0,22

0,5

0,005

La resistencia a la tracción mínima de estos aceros varía desde 390 MPa para el S315MC hasta 950 MPa para el S700MC con alargamientos a la rotura garantizados que van desde el 20% para el primero de los aceros citados hasta el 10% para el segundo. Estos resultados ilustran la magnitud del endurecimiento que se puede conseguir con el afino de grano y la precipitación de compuestos de los microaleantes.

Aceros con estructura ferrítica:

Estos aceros, cuyos contenidos en carbono son muy reducidos, pueden presentar dos tipos diferentes de microestructuras: x

Ferrita acicular o ferrita bainítica: este tipo de estructuras se pueden obtener en bruto de laminación al enfriar con suficiente rapidez aceros con %C < 0,03 de templabilidad adecuada. En la formulación de estos aceros aparecen el manganeso, el molibdeno y/o el boro para mejorar la respuesta al temple. Además, se pueden realizar adiciones de niobio para controlar el tamaño de grano y provocar el endurecimiento por precipitación. Con estos aceros se consigue una combinación excepcional de resistencia y tenacidad como, por ejemplo, alcanzar límites elásticos de 750 MPa con temperaturas de transición dúctil-frágil por debajo de los -75ºC.

x

Aceros IF (Interstitial-Free): son aquéllos en los que las cantidades de solutos intersticiales se mantienen muy reducidas a fin de facilitar su conformación en frío. Una composición típica de un acero IF puede ser 0,003%C, 0,01%Si, 1,2%Mn, 0,05%P,

0,01%S,

0,0025%N,

0,04%Al,

0,0015%B,

0,05%Ti.

Con

estas

composiciones la estructura de los aceros IF estará formada por ferrita con morfología poligonal. Estas microestructuras garantizan tensiones de fluencia muy


ϔ×Ǥ×Ǥ

349

349

bajas, alargamientos a la rotura elevados y una excelente aptitud para la conformación en frío, siendo denominados, en ocasiones, como aceros para embutición superprofunda.

Aceros DP (Dual Phase):

Estos aceros presentan una microestructura formada por islas de austenitamartensita, en proporción que va del 10 al 20%, contorneadas por una matriz de ferrita. Esta estructura se consigue por enfriamiento rápido en la laminación desde temperaturas comprendidas entre Ar3 y Ar1 hasta temperatura ambiente. Con esta microestructura los aceros DP resultan tan fáciles de conformar en frío como los aceros ferríticos y su límite elástico puede llegar a los 725 MPa, siendo una de sus aplicaciones la fabricación de panelería en la industria automovilística.

3.1.3. Aceros con resistencia a la corrosión mejorada En 1929 Buck descubrió accidentalmente que el comportamiento frente a la corrosión atmosférica de una chapa con unas centésimas de tanto por ciento de cobre era superior a la de aceros con la misma composición pero sin cobre. Este descubrimiento condujo a la patente en 1933 de los primeros aceros con resistencia a la corrosión mejorada, los aceros COR-TEN.

Esta mejora se consigue porque el cobre, el silicio y el fósforo favorecen la formación de una capa estable e impermeable que impide el progreso de la corrosión. Estas capas, que resultan especialmente eficaces tras permanencias prolongadas en climas secos, tienen un tono rojizo característico que hace innecesario el empleo de pinturas. También se ha comprobado que pequeñas adiciones de cromo y níquel aumentan la resistencia a la corrosión de estos aceros.

En lo que se refiere a las propiedades mecánicas, los aleantes citados provocan el endurecimiento de la ferrita por formación de solución sólida, motivo por el que presentan un límite elástico superior al de los aceros no aleados con la misma composición base. En ciertas formulaciones se consigue un endurecimiento adicional con el empleo de fijadores de nitrógeno, como aluminio (>0,020%), niobio (0,015-

350


350


0,060%), vanadio (0,02-0,12%) o titanio (0,02-0,10%). Por esta razón, algunos de los aceros con resistencia a la corrosión mejorada se pueden clasificar entre los microaleados.

Estos aceros se designan según el criterio habitual para aceros de construcción metálica seguidos de W para contenidos de cobre entre 0,25 y 0,55%, o de WP para aceros refosforados con contenidos de fósforo entre 0,06 y 0,15%. A título de ejemplo, se muestran las composiciones de algunos de estos aceros:

Tabla 3-5. Composiciones químicas de algunos aceros con resistencia a la corrosión mejorada %Mn

%P

S 235 W

Tipo

%C máx %Si máx 0,13

0,4

0,20-0,60

< 0,040

0,040-0,035 0,40-0,80 0,25-0,55

%S máx

%Cr

%Cu

%Ni máx 0,65

S 355 WP

0,12

0,75

<1,0

0,060-0,150

0,040-0,035 0,30-1,25 0,25-0,55

0,65

S 355 W

0,16

0,5

0,50-1,50 < 0,040-0,035 0,040-0,035 0,40,0,80 0,25-0,55

0,65

3.1.4. Aceros recubiertos Muchos productos laminados en frío se suministran con un revestimiento que permite mejorar su respuesta a la corrosión o ciertos aspectos del comportamiento de su superficie. Los aceros que se recubren presentan un contenido en carbono reducido y son de diferentes tipos como, por ejemplo, aceros de uso general, aceros microaleados de alta resistencia, aceros IF y aceros de alta embutición, entre otros. Algunos productos revestidos que se pueden destacar son: x

Productos galvanizados y electrocincados

x

Hojalata

x

Chapa cromada, aluminizada, prepintada, ...

Los productos galvanizados y electrocincados llevan un revestimiento de cinc o de aleaciones de base cinc que le protege por dos mecanismos diferentes ya que, por un lado, actúa como barrera frente a los agentes corrosivos y, por otro lado, actúa como ánodo frente al hierro.


ϔ×Ǥ×Ǥ

351

351

La hojalata es un producto laminado en frío con muy bajo contenido en carbono revestido con estaño comercialmente puro. Estos recubrimientos presentan un comportamiento excelente frente a la corrosión en contacto con alimentos y bebidas junto con una aptitud para la conformación en frío y una soldabilidad elevadas y una buena adherencia a barnices y lacas.

Con menos frecuencia que los anteriores se emplean otros productos con recubrimientos metálicos como las chapas aluminizadas o cromadas y productos con recubrimientos no metálicos como las chapas prepintadas.

Comentario aparte merecen los aceros para esmaltería. Estos son aceros que, junto con una capacidad elevada para la embutición, deben presentar unas propiedades superficiales adecuadas para los esmaltados cerámicos como los que se aplican a bañeras, menaje de cocina o electrodomésticos.

3.1.5. Aceros de contenido en carbono medio y alto Los aceros más característicos dentro de este grupo son los que se destinan a la fabricación de productos ferroviarios como son los carriles y los que se utilizan para la fabricación de cables.

Aceros para aplicaciones ferroviarias:

Los carriles son productos laminados en caliente que, en la mayoría de los casos, se utilizan sin tratamiento térmico.

Los aceros para carriles se pueden clasificar, entre otros criterios, atendiendo a su dureza o su resistencia que son medidas indirectas de su resistencia al desgaste.

Cuando se clasifican atendiendo a la dureza, los aceros para carriles se identifican por la letra R seguida del valor mínimo admisible de la dureza Brinell en la banda de rodadura y, así, se pueden encontrar aceros que van desde el R200 al R350.

352


352


La microestructura en bruto de laminación de todos estos aceros debe estar formada por ferrita reticular y perlita para los grados más blandos mientras que el único microconstituyente que debe estar presente en la microestructura de los aceros de mayor dureza es la perlita.

Como la perlita es el microconstituyente fundamental en estos aceros, las diferencias en resistencia sólo se pueden lograr actuando sobre el espaciado interlaminar que va desde los 0,3 m en los grados más blandos hasta 0,1 m en los más duros.

De acuerdo con lo anterior, el contenido en carbono de los aceros para carriles debe ser elevado.

Además, en los grados de mayor resistencia, se deben emplear elementos de aleación que depriman las temperaturas Ar1 y Ar3 sin incrementar demasiado la templabilidad.

En la tabla que se muestra a continuación se recogen las composiciones de algunos de los aceros que se emplean en la fabricación de carriles junto con algunas de sus propiedades mecánicas.

Tabla 3-6. Composiciones químicas y propiedades mecánicas de algunos aceros para carriles Tipo

%C

%Si

%Mn

%S

%P máx.

%Cr

Rm mín. (MPa)

A mín. (%)

HB en banda de rodadura 200-240

R200

0,38-0,62 0,13-0,60 0,65-1,25

0,008-0,040

0,04

<0,15

680

14

R220

0,50-0,60 0,20-0,60 1,00-1,25

0,008-0,025

0,025

<0,15

770

12

220-260

R260

0,60-0,82 0,13-0,60 0,65-1,25

0,008-0,030

0,03

<0,15

880

10

260-300

R260Mn

0,53-0,77 0,13-0,62 1,25-1,75

0,008-0,030

0,03

<0,15

880

10

260-300

R320Cr

0,58-0,82 0,48-1,12 0,75-1,25

0,008-0,030

0,025

0,75-1,25

1080

9

320-360

R350HT

0,70-0,82 0,13-0,60 0,65-1,25

0,008-0,030

0,025

<0,15

1175

9

350-390

R350LHT

0,70-0,82 0,13-0,60 0,65-1,25

0,008-0,030

0,025

<0,30

1175

9

350-390

Los grados HT corresponden a carriles tratados, término que en este caso hace referencia al empleo de técnicas de enfriamiento acelerado en la laminación.


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353

353

En ciertos casos, se puede aplicar a estos aceros tratamientos térmicos por inducción para el endurecimiento de la cabeza en los extremos del carril alcanzando durezas de 320-360 HB.

Aceros para cables:

Este es un grupo de aceros que presentan resistencias que habitualmente superan los 2000 MPa y se utilizan para alambres y cordones para estructuras de hormigón pretensadas, cables para puentes, alambres tipo cuerda de piano, alambres para armaduras de neumáticos, alambres para almas de conductores eléctricos, entre otras aplicaciones. En general, estos son productos de alto consumo de modo que los aceros a emplear deben ser relativamente económicos, lo que suele excluir el empleo de aceros aleados, y su resistencia elevada debe alcanzarse por conformación en frío, resultando inaceptable el temple por sus costes.

Las composiciones de los aceros empleados para la fabricación de cables suelen moverse entre los márgenes siguientes: %C = 0,35-0,85, %Mn = 0,40-0,80; %Si = 0,100,35 y %S y %P < 0,045. El empleo de elementos de aleación es indeseable en general porque promueven la formación de microconstituyentes duros que reducen la conformabilidad en frío del acero y aumentan el desgaste de las hileras de trefilado.

La resistencia de los cables vendrá determinada por el contenido en carbono del acero que determina el nivel inicial de resistencia y el coeficiente de endurecimiento por deformación, por la finura de la estructura de partida y por la reducción de sección en el trefilado.

3.2. Aceros de construcción para tratamiento térmico

Estos aceros, que en su mayoría se pueden clasificar entre los especiales, se pueden subdividir en los siguientes grupos:

354


354


x

Aceros para temple y revenido

x

Aceros para muelles

x

Aceros para cementación

x

Aceros para nitruración

x

Aceros maraging

Los aceros para cementación y nitruración se describieron en el tema de tratamientos termoquímicos y no se estudiarán los aceros maraging por su mayor complejidad.

3.2.1. Aceros para temple y revenido Son aceros con una composición química balanceada para conseguir una combinación excelente de resistencia y de tenacidad en estado de temple y revenido alto (bonificado), que se destinan fundamentalmente a la fabricación de elementos de máquinas que trabajan sometidos a esfuerzos importantes. Como la capacidad de temple de estos aceros es una de sus exigencias tecnológicas más destacadas, se caracterizan por su banda de templabilidad junto con su formulación.

Si se considera su composición química, se puede distinguir entre aceros al carbono y aceros aleados. En ambos grupos el porcentaje en carbono, que varía entre el 0,20 y el 0,65, determina la resistencia máxima que se puede alcanzar. Los elementos de aleación se añaden con el fin de aumentar la templabilidad de estos aceros para permitir el aumento de la resistencia en piezas de gran sección.

Los elementos de aleación que se pueden encontrar en estos aceros son el cromo, el níquel y el molibdeno.

Este último elemento, que aparece en proporciones que no llegan al 0,5%, se añade con un doble propósito: por un lado, incrementa la templabilidad de forma notable incluso en pequeñas proporciones y, por otro lado, evita la fragilidad Krupp. Además, algunos aceros de esta familia están aleados con boro en proporciones de decenas de ppm. Aunque estos aceros son difíciles de fabricar, la adición de boro se justifica en ciertos casos porque este elemento retrasa de forma notable las transformaciones Ar' haciendo crecer la templabilidad.


355

355

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La tabla que se presenta a continuación recoge las composiciones de algunos de los aceros normalizados para temple y revenido que se recogen en las normas europeas. El examen de esta tabla muestra que estos aceros se pueden clasificar en seis grupos: aceros al carbono, aceros con manganeso alto, aceros al cromo, aceros al cromo-molibdeno, aceros al cromo-níquel molibdeno y aceros con boro.

Los tratamientos térmicos recomendables para estos aceros son:

Temple y revenido alto: la combinación óptima de propiedades mecánicas en estos aceros se alcanza tras el tratamiento de bonificado. La temperatura de temple se selecciona en función de la composición química, que determina Ac3, y del medio de temple que se deba utilizar.

El temple en aceite requiere temperaturas de austenización que son unos 10ºC mayores que las recomendables para el temple en agua. La temperatura de revenido se determina en función de las propiedades mecánicas deseadas de acuerdo con la información que se recoge en las curvas de revenido del acero, siendo habitual emplear temperaturas comprendidas entre 550 y 650ºC. Tabla 3-7. Composiciones químicas de algunos aceros de construcción para temple y revenido normalizados %C

%Si

%Mn

%Cr

%Mo

%Ni

0,17-0,24

<0,40

0,40-0,70

<0,035 <0,035

%P

%S

<0,40

<0,10

<0,40

0,42-0,50

<0,40

0,50-0,80

<0,035 <0,035

<0,40

<0,10

<0,40

0,57-0,65

<0,40

0,60-0,90

<0,035 <0,035

<0,40

<0,10

<0,40

0,25-0,32

<0,40

1,30-1,65

<0,035 <0,035

<0,40

<0,10

<0,40

0,35-0,42

<0,40

0,50-0,80

<0,035 <0,035

0,40-0,60

0,38-0,45

<0,40

0,60-0,90

<0,035 <0,035

0,90-1,20

0,22-0,29

<0,40

0,60-0,90

<0,035 <0,035

0,90-1,20

0,15-0,30

0,30-0,37

<0,40

0,60-0,90

<0,035 <0,035

0,90-1,20

0,15-0,30

0,46-0,54

<0,40

0,60-0,90

<0,035 <0,035

0,90-1,20

0,15-0,30

0,32-0,40

<0,40

0,50-0,80

<0,035 <0,035

0,90-1,20

0,15-0,30

0,90-1,20

0,26-0,34

<0,40

0,30-0,60

<0,035 <0,035

1,80-2,20

0,30-0,50

1,80-2,20

0,32-0,39

<0,40

0,30-0,60

<0,030 <0,025

1,60-2,00

0,25-0,45

3,60-4,10

0,17-0,23

<0,40

1,10-1,40

<0,035 <0,035

0,36-0,42

<0,40

1,40-1,70

<0,035 <0,035

%B

0,0008-0,0050 0,30-0,60

0,0008-0,0050

356


356


Recocido: como la templabilidad de muchos de estos aceros es relativamente elevada, se suelen ablandar con recocidos subcríticos a temperaturas que van desde los 650 a los 700ºC. En los casos en que se desee obtener la mínima dureza posible, hay que recurrir a recocidos de regeneración, siendo importante mantener la velocidad de enfriamiento por debajo de los 10ºC/h en el intervalo de temperaturas de transformación (entre 750 y 600ºC).

Los criterios para la selección de estos aceros son en líneas generales los siguientes:

Tamaño: para diámetros menores de 25 mm la templabilidad de los aceros al carbono es suficiente para permitir su empleo mientras que, si el diámetro es mayor que 25 mm, necesariamente se debe recurrir a los aceros aleados, seleccionando el contenido de elementos de aleación en función de las dimensiones de la pieza a fabricar.

Propiedades mecánicas: el contenido en carbono de los aceros determina la resistencia que se puede alcanzar, aumentando esta propiedad al crecer el porcentaje de carbono. Es importante señalar que conviene emplear el acero con templabilidad suficiente que presente el menor contenido de carbono posible ya que los incrementos de resistencia debidos a la adición del carbono van acompañados de reducciones de la tenacidad.

3.2.2. Aceros para muelles Se emplean para la fabricación de resortes, muelles, ballestas y, en general, piezas que deben soportar esfuerzos relativamente elevados, que son de tipo alternativo en muchas ocasiones, sin entrar en el campo plástico. De acuerdo con lo anterior, las características más deseables en estos aceros son un límite elástico alto, normalmente superior a los 900 MPa, y una resistencia a la fatiga elevada. Para conseguir alcanzar valores tan elevados del límite elástico es necesario utilizar aceros con contenidos en carbono que suelen estar por encima del 0,5% y que han sido sometidos a un tratamiento de temple y revenido. Para garantizar una resistencia a la fatiga elevada, es fundamental extremar las precauciones en la ejecución del tratamiento térmico para


ϔ×Ǥ×Ǥ

357

357

evitar la aparición de descarburaciones superficiales que favorecerían la nucleación de grietas en la periferia bajo la acción de esfuerzos de flexión oscilantes.

Los aceros que se emplean para la fabricación de muelles pueden ser aleados o no dependiendo de las dimensiones de las piezas a obtener, siendo recomendable el empleo de aceros al carbono para diámetros inferiores a 12 mm y el de aceros aleados para diámetros mayores. Los elementos de aleación más habituales son el silicio, el cromo, el vanadio y el molibdeno.

El silicio, que aparece en proporciones que van del 1,5 al 2% en los aceros mangano-siliciosos, es un aleante muy económico que juega un triple papel ya que tiene un efecto endurecedor por formación de solución sólida, retrasa el ablandamiento en el revenido y desplaza la fragilidad a los revenidos bajos posibilitando el empleo de temperaturas de revenido reducidas. Un efecto indeseable del silicio es que aumenta la propensión a la descarburación de los aceros de contenidos en carbono medios y elevados, tanto en la laminación en caliente como en la austenización de los tratamientos térmicos. Como este fenómeno es el responsable de muchos fallos por fatiga de muelles, resortes y ballestas, hay que extremar las precauciones para evitar descarburaciones superficiales en estas piezas.

Para muelles de gran responsabilidad se suelen emplear los aceros aleados con CrV y Cr-V-Mo. Con estos aceros se alcanzan límites elásticos inferiores a los de los mangano-siliciosos pero la tenacidad es superior y la tendencia a la descarburación es menor.

La tabla que se presenta a continuación muestra las composiciones de algunos aceros para muelles de las diferentes familias que se han comentado con anterioridad.

358


358


Tabla 3-8. Composiciones químicas de algunos aceros para muelles normalizados %C

%Mn

%Si

%P

%S

0,72-0,85

0,50-0,80

0,15-0,40

< 0,035

<0,035

%Cr

0,43-0,50

0,50-0,80

1,50-2,00

< 0,035

<0,035

0,57-0,64

0,60-0,90

1,50-2,00

< 0,035

<0,035

0,57-0,64

0,70-1,00

1,50-2,00

< 0,035

<0,035

0,25-0,40

0,52-0,59

0,70-1,00

0,15-0,40

< 0,035

<0,035

0,60-0,90

0,48-0,55

0,70-1,00

0,15-0,40

< 0,035

<0,035

0,90-1,20

0,48-0,56

0,70-1,00

0,15-0,40

< 0,035

<0,035

0,90-1,20

%Mo

%V

0,10-0,20 0,15-0,25

0,07-0,12

Los tratamientos térmicos que se recomiendan para estos aceros son:

Temple y revenido: es el tratamiento final en la fabricación de muelles. La temperatura de temple para estos aceros no es muy elevada porque su contenido en carbono es alto, empleándose, según el caso, temperaturas entre 820 y 880ºC. El medio de temple a emplear debe ser el aceite salvo para los aceros mangano-siliciosos con menos de 0,5% de carbono que se deben templar en agua. Como el objetivo de estos tratamientos es alcanzar límites elásticos elevados (entre 900 y 1200 MPa según los grados), la temperatura del revenido que se aplica a estos aceros es relativamente reducida: entre 400 y 550ºC o, incluso, menores.

Recocido: el calentamiento para el recocido de estos aceros es supercrítico (entre 750 y 850ºC). Las piezas deben enfriarse en el horno hasta 600ºC y, una vez que se alcanza esta temperatura, pueden sacarse al aire. Como algunos aceros para muelles son muy propensos a la descarburación, deben tomarse precauciones durante el recocido para evitar este fenómeno. En ciertos casos, la finalidad del recocido es ablandar y relajar tensiones para hacer posible el enrollado de los muelles.


359

359

CAPÍTULO 19: ACEROS DE HERRAMIENTAS

19. ACEROS DE HERRAMIENTAS 1.

INTRODUCCIÓN.

CLASIFICACIÓN

DE

LOS

ACEROS

DE

HERRAMIENTAS Se entienden por aceros de herramientas aquéllos que se utilizan para la fabricación de útiles o herramientas destinados al conformado de piezas o procesado de materiales: matrices, estampas, cuchillas, brocas, escariadores, troqueles, moldes para inyección, martillos o mazas para molinos de trituración, etc.

Mientras que en los aceros de construcción eran la resistencia mecánica y la resiliencia las variables fundamentales para la selección del acero, en los de herramientas son la dureza y resistencia al desgaste.

Los aceros de herramientas empiezan a fabricarse en el siglo XVIII, aunque es en el XIX cuando se desarrollan plenamente. Sin embargo, los hititas y egipcios obtenían espadas y cuchillos, de corte aceptable, por cementación y temple de hierro de muy bajo contenido en carbono. Este es el método usado hasta el año 1740 en que Benjamín Hunstman inventó el procedimiento de fusión al crisol, que permitía la obtención de aceros de alto contenido en carbono y, por tanto, de alta dureza tras el temple, característica fundamental de los aceros de herramientas.

En general, los aceros de herramientas son de más difícil fabricación y tratamiento que los aceros de construcción, siendo mucho mayor que en aquéllos el contenido de carbono y, en su caso, de elementos aleantes.

Se han propuesto muchas clasificaciones para los aceros de herramientas basadas en el método de fabricación, elementos de aleación, aplicaciones, etc., adaptándose aquí la basada en la temperatura de trabajo aplicable:

360

360



x

Aceros de herramientas para trabajo en frío.

x

Aceros de herramientas para trabajo en caliente.

Se entiende por trabajo en frío aquél que no conduce a calentamientos de la herramienta superiores a 150º-200ºC, mientras que por encima debe considerarse como trabajo en caliente. Sin embargo, habitualmente se considera trabajo en caliente el efectuado a temperaturas superiores a los 500º-550ºC, es decir, entre los 200º y los 500ºC puede hablarse de un campo de temperaturas intermedias en el que, a veces, pueden competir ambos tipos de aceros de herramientas. Nótese que la palabra frío o caliente no hace ahora referencia, como en la clasificación de los procesos de conformado, a la temperatura de recristalización del material, sino a la temperatura real que alcanza el acero en servicio.

La clasificación completa, con arreglo al criterio anterior, de los aceros de herramientas sería la siguiente: x

Aceros de herramientas para trabajo en frío: o Aceros al carbono o Aceros aleados de corte no rápido o Aceros grafíticos o Aceros indeformables o Aceros aleados para trabajo de choque o Aceros resistentes al desgaste

x

Aceros de herramientas para trabajo en caliente: o Aceros rápidos o Aceros aleados para trabajo de choque o Aceros resistentes al desgaste

Lógicamente no puede intentarse aquí un estudio detallado de los diferentes aceros, sus tratamientos, microestructuras y aplicaciones, que componen los grupos anteriores, limitándose a resaltar sólo lo esencial de cada uno de ellos.


Aceros de Herramientas.

361

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2. ACEROS DE HERRAMIENTAS PARA TRABAJO EN FRÍO 2.1. Aceros al carbono

Los aceros al carbono fueron hasta el siglo XX los únicos utilizados en la fabricación de todo tipo de herramientas y, aunque han sido desplazados por los aceros aleados, siguen siendo muy utilizados para aplicaciones no críticas en las que son precisos emplear aceros de bajo precio.

Los aceros al carbono de herramientas tienen contenidos en carbono variables entre 0,5 y 1,4%, mientras que el manganeso oscila entre 0,20 y 0,70%. El resto de elementos es Si<0,40%, P<0,025% y S<0,025%.

Para las aplicaciones en las que se precisa mayor tenacidad (martillos, picos, destornilladores, cortafríos, hachas, estampas para forja en frío, etc.) se utilizan contenidos en carbono inferiores a 0,8%, mientras que para trabajos en que se precisa gran capacidad de corte se acude a los aceros de mayor porcentaje en carbono (brocas, cuchillas, fresas, terrajas, limas, etc.).

En estos aceros es fundamental obtener un tamaño de grano fino, lo que se traduce en una menor deformabilidad en el temple, una mayor dureza superficial y una aceptable tenacidad. La penetración de temple en estos aceros debe ser controlada, de ahí la ausencia de elementos de aleación y la limitación habitual del manganeso a valores inferiores a 0,40%, con objeto de obtener una elevada dureza superficial y un núcleo mucho más blando y tenaz. Generalmente, para diámetros inferiores a 25 mm, y tras temple en agua, la capa con dureza superior a 55 HRC suele oscilar entre 2,5 y 4 mm.

Cuando se precisa mayor templabilidad, para aplicaciones en que no se requiere una gran dureza, se emplean aceros de 0,50-0,75%C y 0,70%Mn de temple en aceite (llaves fijas, alicates, picos, palas, guadañas, etc.).

Los tratamientos térmicos de estos aceros son los siguientes:

362

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Recocido: se emplea el recocido de globulización a temperaturas entre 680º y 720ºC durante 3-8 horas, con objeto de facilitar el temple reduciendo el peligro de grietas y deformaciones. Para piezas complicadas que requieren mecanizados intensos debe efectuarse, antes del mecanizado final, un recocido de eliminación de tensiones a 620º-650ºC durante una hora con enfriamiento posterior en horno.

Temple: éste puede ser de austenización completa o incompleta y se efectúa entre 770º y 830ºC, dependiendo del contenido en C y Mn del acero. Las piezas más gruesas se templan desde temperatura ligeramente superior, o bien, cuando interesa mayor espesor de capa templada. Generalmente el temple es en agua a 20ºC, excepto piezas complicadas que se templan en agua a 40ºC para evitar deformaciones.

Las herramientas largas deben introducirse siempre verticalmente en el baño, y siempre es aconsejable retirarlas de aquél antes de que su temperatura baje de 50ºC, procediendo inmediatamente al revenido.

Revenido: la temperatura de revenido depende del empleo de la herramienta, siendo las comprendidas entre 100º y 350ºC las más habituales. Los aceros de menor contenido en carbono y elevado manganeso suelen revenirse a temperaturas entre 400º y 500ºC, cuando el espesor de la herramienta es inferior a 10 mm, obteniéndose por ello un temple total.

Actualmente son muy empleados los aceros al carbono con pequeñas adiciones de cromo o de vanadio.

Los aceros al carbono de herramientas con cromo, entre 0,20 y 0,80%, presentan una mayor templabilidad y se utilizan en el caso de útiles de dimensiones grandes.

Por el contrario, el vanadio en contenidos entre 0,10-0,20% forma carburos muy estables que no se disuelven hasta temperaturas muy elevadas, lo que limita el crecimiento de grano y aumenta la tenacidad de las herramientas. Al tiempo, el menor contenido en carbono de la austenita, limita la templabilidad y permite controlar el espesor de la capa templada, obteniendo núcleos más blandos y resilientes.



363

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Las durezas con que se utilizan los aceros al carbono de herramientas, tras el temple y revenido, oscilan entre los 45 y los 65 HRC, empleándose las más bajas para trabajos que requieran golpes y por ello una mayor tenacidad, y las más altas para herramientas cortantes de gran resistencia al desgaste.

2.2. Aceros aleados de corte no rápido

Los aceros al carbono no dan buenos resultados cuando se precisan herramientas de alta dureza y gran capacidad de corte que, además, presenten una extraordinaria resistencia al desgaste del filo. Sin embargo, la presencia de carburos de elementos como el Cr o el W en la matriz del acero permite mejorar la capacidad de corte y aumentar notablemente la resistencia al desgaste de la herramienta.

Estos aceros llamados de corte no rápido, es decir, que no trabajan a alta velocidad y, por tanto, no sufren calentamientos en servicio, son muy utilizados en la fabricación de brocas, fresas, escariadores, machos, terrajas, cepillos, limas, etc.

Los principales de este grupo de aceros son los siguientes:

o Aceros de 1%C y 1,50%Cr o Aceros de 0,90%C y 1%W o Aceros de 1,20%C y 1%W o Aceros de 1,20%C y 2%W o Aceros de 1,30%C, 0,75%Cr, 4%W

Los aceros al Cr del primer tipo son muy empleados por su bajo precio y buen rendimiento en la fabricación de troqueles, aunque quizás hoy su principal utilización sea en cojinetes de bolas y rodillos.

Los aceros al W presentan una resistencia al desgaste muy superior a la de los aceros al carbono a igualdad de dureza. Algunos de ellos son de temple en aceite, evitándose deformaciones y grietas.

364

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2.3 Aceros grafíticos

Estos aceros, llamados así por contener grafito libre en forma de pequeños nódulos en su microestructura, tienen aplicaciones en la fabricación de troqueles, matrices cortantes, calibres pasa-no pasa, etc. El fundamento de la aplicación de estos aceros estriba en la presencia del grafito en la matriz del acero, pues se comporta como un lubrificante en la operación de corte, mejorando sensiblemente la resistencia al desgaste de la herramienta. En realidad estos aceros son una familia más, aunque singular, de los aceros de corte no rápido.

Los aceros grafíticos que se fabrican tienen las siguientes composiciones químicas:

C=1,50%; Mn=0,50%; Si=0,90% C=1,50%; Mn=0,30%; Si=0,65%; W=2,50%; Mo=0,50% C=1,50%; Mn=0,30%; Si=0,25%; Al=0,20% C=1,50%; Mn=0,30%; Si=0,80%; Mo=0,30% C=1,50%; Mn=1,25%; Si=1%; Cr=0,50%; Ni=1,75%; Mo=0,50%

Los tres primeros son de temple al agua, el cuarto es de temple en aceite y el último es autotemplante.

La grafitización es provocada por el silicio y el aluminio y se produce por recocido a temperaturas variables en función de sus porcentajes, oscilando entre los 750º para un 1%Si y los 900ºC para el 0,65%Si. El enfriamiento tras este recocido, llamado de grafitización, se efectúa lentamente en el horno. El porcentaje de grafito libre que se obtiene oscila entre el 0,30 y el 0,70% dependiendo del tipo de acero. Una vez realizado el recocido de grafitización se realiza el temple y revenido del acero en la forma usual.

Una característica diferencial de estos aceros es su facilidad de mecanización, muy superior a la de cualquier otro acero de herramientas, debido precisamente al grafito libre que rompe la continuidad de la viruta. Esto contribuye a que con estos aceros puedan obtenerse herramientas de excelente acabado dimensional, de ahí su empleo en calibres, galgas, etc.



365

365

La dureza que puede conseguirse con estos aceros es superior a 60 HRC tras el temple, presentando dureza secundaria en el revenido a 450ºC el acero Cr-Ni-Mo autotemplante. Es de interés también destacar que tanto el acero autotemplante, como el acero al molibdeno de temple en aceite son, a su vez, del tipo de aceros indeformables que se estudian a continuación.

2.4. Aceros indeformables

Este tipo de aceros no sufre, prácticamente, deformaciones tras el tratamiento y las dimensiones antes y después del temple y revenido son muy semejantes. Se comprende la importancia que tiene la utilización de estos aceros en la fabricación de piezas de geometría complicada, que imposibilitaría un rectificado tras el tratamiento térmico. También tienen aplicación en piezas que, aún admitiendo el rectificado, incrementan mucho su precio por éste.

En general, los aceros al carbono de herramientas sufren una dilatación lineal en el temple del orden del 0,25-0,30%, y una contracción en el revenido, quedando finalmente con una dilatación variable según la temperatura de revenido. Los aceros indeformables, por el contrario, tras el temple y revenido sufren una dilatación muy pequeña. El menor coeficiente de dilatación de estos aceros se traduce en menores deformaciones y peligro de aparición de grietas de tratamiento.

Existen tres familias de aceros indeformables: los aceros de 1 a 3% de Mn, los aceros de 5%Cr y los aceros de 12%Cr.

Las composiciones químicas de los aceros indeformables al manganeso son las siguientes:

C=0,9%; Mn=1%; Cr=0,5%; W=0,5% C=0,9%; Mn=1,60% C=1%; Mn=2%; Cr=1%; Mo=1% C=1%; Mn=3%; Cr=1%; Mo=1% C=0,7%; Mn=2,25%; Cr=1%; Mo=1,35%

366


366


Los dos primeros son de temple en aceite y los tres últimos son aceros autotemplantes. Con estos aceros pueden alcanzarse durezas de 60-64 HRC tras temple a 800º-850ºC y revenido a 200ºC.

Los aceros indeformables de 5%Cr más empleados son:

C=1%; Cr=5%; Mo=1% C=1,25%; Cr=5%; Mo=1%

Los dos son de temple al aire y presentan, a igualdad de dureza que los indeformables al manganeso, una mayor tenacidad. El temple se efectúa entre 925º y 1000ºC dependiendo del espesor de la herramienta, siendo necesario alcanzar dichas temperaturas con objeto de disolver los carburos en la austenita para obtener una gran templabilidad y una martensita de alta dureza. Con el revenido a 180º-250ºC se alcanzan

62-64

HRC,

aunque

cuando

interesa

eliminar

completamente

las

deformaciones del temple se reviene a 400ºC, quedando el acero con una dureza de 58 HRC.

Los aceros indeformables de 5%Cr están siendo sustituidos, a pesar de su mayor precio, por los indeformables de 12%Cr. Estos aceros se fabrican con las cuatro composiciones siguientes:

C=2,25%; Cr=12% C=1,50%; Cr=12%; Mo=1%; V=1% C=2,25%; Cr=12%; Mo=1% C=1,50%; Cr=12%; Mo=1%; Co=3%

El primero es de temple en aceite y los tres siguientes de temple al aire. Estos aceros presentan en estado bruto de colada una microestructura de tipo eutéctico con numerosos carburos de gran tamaño. Las operaciones de forja y laminación deben realizarse cuidadosamente para romper los carburos, reducir su tamaño y alinearlos de forma conveniente.



367

367

Los carburos son del tipo K1 (CrFe)23C6, K2 (CrFe)7C3 y Kc (CrFe)3C, y su disolución requiere temperaturas de temple entre 975º y 1100ºC, que proporcionan cantidades entre el 20-40% de austenita retenida. Los carburos del tipo K2 son más duros, 15001800 HV, que los carburos K1 (1000-1250 HV).

Los aceros de 12%Cr admiten diferentes tipos de revenido, dependiendo de las características de la herramienta a fabricar. Cuando interesa la máxima dureza el temple se hace a 1000ºC y el revenido a 200ºC, obteniéndose 62-64 HRC.

El temple a 1100ºC aumenta la cantidad de austenita retenida disminuyendo la dureza con respecto al temple a 1000ºC, pero entre los 450º-550ºC aumenta la dureza por la precipitación de carburos de la austenita, obteniéndose valores de 58-60 HRC. Cuando se templa a 1100ºC y se reviene a 500ºC se debe efectuar el doble revenido.

El recocido de los aceros indeformables, tanto al Mn como al Cr, se hace a temperaturas entre 825º-875ºC con enfriamiento lento de 10ºC/hora hasta los 550º500ºC en que pueden enfriarse al aire. Para estos aceros es aplicable muchas veces el recocido isotérmico. Las durezas en estado recocido varían entre 210 y 260 HB, y la microestructura obtenida es de tipo globular.

2.5. Aceros aleados para trabajos de choque

Hay muchas utilizaciones en las que se precisa que la herramienta, además de tener capacidad de corte, tenga capacidad de soportar golpes, este es el caso de buriles, trépanos, matrices de estampación, etc.

Para estos usos se han desarrollado una serie de aceros que, tras el tratamiento térmico, quedan con durezas entre 45-55 HRC y gran tenacidad. Muchos de estos aceros son semejantes a algunos tipos de aceros de construcción, aunque con ligeras variaciones en la composición química para adaptarlos a la forma de trabajo de los aceros de herramientas.

368

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Los principales aceros de este grupo son los siguientes:

C=0,60%; Mn=0,90%; Si=1,80% C=0,70%; Mn=0,90%; Si=2% C=0,70%; Mn=0,70%; Si=2%; Mo=0,50%; V=0,25% C=0,50%; Cr=1,20%; W=2,50%; V=0,20% C=0,60%; Mn=0,60%; Cr=0,70%; Mo=0,40% C=0,50%; Mn=0,60%; Cr=1% C=0,50%; Mn=0,40%; Si=1%; Mo=0,50% C=0,50%; Mn=0,40%; Si=1%; Cr=1,20%; W=2%; V=0,15% C=0,35%; Mn=0,40%; Si=1%; Cr=1,20%; W=2%; V=0,15% C=0,90%; Mn=0,30%; Cr=0,75%; V=0,15%

Los tres primeros tipos son aceros mangano-siliciosos, del tipo de aceros para muelles, que presentan mayor templabilidad, dureza y tenacidad que los aceros al carbono.

Los restantes son aceros en los que los elementos aleantes Mn, Si, Cr, Mo, W y V, junto con el contenido en carbono, están proporcionados de forma a obtener diferentes respuestas en dureza, tenacidad y resistencia al desgaste. En particular el W y el V son elementos que proporcionan un grano muy fino al acero, y permiten mantener la dureza de la herramienta aunque se produzcan ligeros sobrecalentamientos. El Mn, Cr y Mo aumentan la templabilidad facilitando el tratamiento de herramientas gruesas.

En particular, dentro de este grupo cabe resaltar los aceros con wolframio por su extraordinaria tenacidad, que les permite soportar condiciones de trabajo con choque muy desfavorables. Es muy frecuente su empleo en barrenas automáticas para trabajo en piedra.

2.6. Aceros resistentes al desgaste

Se entiende por aceros resistentes al desgaste aquéllos que trabajan en condiciones de abrasión o erosión, combinadas o no con golpes, y que no precisan aptitud de corte. Este es el caso de multitud de piezas de gran importancia industrial:



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369

placas de recubrimiento de molinos de trituración, martillos y mandíbulas de trituración, dientes de excavadoras, conductos de transporte neumático, cruzamientos de vías de ferrocarril, etc.

Sin duda alguna el acero con mejor resistencia al desgaste es el acero con 12% Mn, llamado acero Hadfield en honor a su descubridor.

La composición más típica de este acero es la siguiente:

C=1,20%; Mn=12,5%; Si=0,5%; P<0,05%; S<0,03%

Por su elevado contenido de manganeso, elemento gammágeno, este acero es austenítico a temperatura ambiente, siendo por ello amagnético.

En estado bruto de colada el acero está formado por austenita y carburos, restando los carburos capacidad de deformación y tenacidad al acero. Por ello el acero Hadfield se somete a hipertemple, enfriamiento en agua desde 1050ºC, con objeto de redisolver los carburos y evitar su precipitación con enfriamientos más lentos. Cuando el hipertemple no es correcto el acero presenta cierto magnetismo debido a la existencia de carburos.

La austenita del acero Hadfield es metaestable, transformándose por rozamiento o presión en martensita a temperatura ambiente. Esta precipitación de martensita es la que confiere la gran resistencia al desgaste a este tipo de aceros, aunque conservando toda la tenacidad propia de la matriz austenítica.

El acero puede incrementar su dureza inicial de 200 HB a valores de 550 HB durante el servicio.

El acero Hadfield es inmecanizable, por lo que las piezas se obtienen por moldeo, admitiendo sólo un ligero rectificado a muela. Sin embargo, mecanizados muy ligeros pueden realizarse por un tratamiento de fragilización del acero, consistente en un mantenimiento de 4 horas a temperaturas de 600º-650ºC. Durante este tratamiento la

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370



austenita se transforma en microconstituyentes troostíticos o bainíticos, que permiten un ligero mecanizado con herramienta cerámica. La gran capacidad de deformación del acero Hadfield permite obtener por laminación chapas de gran utilización en blindajes. Al tiempo este acero presenta una excelente soldabilidad con electrodos de igual composición, lo que facilita muchas aplicaciones.

El acero Hadfield, sin embargo, sólo es utilizable en frío a temperaturas inferiores a 250ºC, pues al ser calentado se fragiliza por la precipitación de carburos en los bordes de los granos austeníticos, y por permanencia más o menos prolongada la austenita acaba transformándose en microconstituyentes Ar’’ y Ar’.

Se ha desarrollado toda una familia de aceros tipo Hadfield que con contenidos variables de carbono, manganeso entre el 5-7% y pequeñas adiciones de cromo y molibdeno, pueden proporcionar distintas propiedades de dureza, alargamiento, facilidad de mecanización, etc.

3. ACEROS DE HERRAMIENTAS PARA TRABAJO EN CALIENTE 3.1. Aceros rápidos

Esta familia de aceros, descubiertos en 1898 por Taylor y White, deben su nombre a la alta velocidad de corte con que pueden trabajar en el mecanizado de materiales, llegando incluso a mantener su dureza aunque el filo alcance temperaturas del orden de los 550º-600ºC.

Hasta la aparición de las herramientas con placas de corte cerámicas, formadas por carburos sinterizados, los aceros rápidos han sido la herramienta de más alto rendimiento en los talleres de mecanizado.

Para poder comparar el rendimiento de los distintos tipos de aceros se han desarrollado numerosos ensayos, pero el más utilizado es el llamado V60, que expresa la velocidad máxima de corte de la herramienta en m/min., que permite trabajar 60 min. sin afilar de nuevo aquélla para unas ciertas condiciones de avance y profundidad de


371

371


pasada. Si para un trabajo determinado un acero al carbono tiene una V60 de 1 con los aceros rápidos pueden conseguirse valores hasta 20 veces mayores.

Los aceros rápidos se pueden clasificar en: aceros rápidos al wolframio, aceros rápidos al molibdeno y aceros rápidos con cobalto. Los aceros rápidos al wolframio superan el 14%W, los rápidos al molibdeno el 4%Mo y los rápidos con cobalto el 5%Co. Todos ellos llevan, además, porcentajes de Cr entre el 3,5-4,5% y de V entre el 1 y el 5%, siendo el contenido de C entre 0,75 y 1,5%.

Las composiciones químicas de los principales aceros rápidos de cada grupo son las siguientes: Aceros rápidos al wolframio %C 0,75 0,80 1,00 0,80 1,20

%W 18 18 18 14 18

%Cr 4 4 4 4 4

%V 1 2 3 4 2

El acero de 14%W es del tipo semi-rápido, de empleo muy interesante cuando se requieren herramientas de menor coste para trabajos en que no se precisan rendimientos muy elevados.

Aceros rápidos al molibdeno %C

%Mo

%W

%Cr

%V

1,00

8,75

1,75

4

2

0,80

8

1,50

4

1

1,00

5

6

4

2

1,00

5

6

4

2,75

1,20

5

6

4

3

1,30

4,50

5,50

4

4

372

372


Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos. Aceros rápidos con cobalto %C

%W

%Cr

%V

%Mo

%Co

0,75

18

4

1

-

5

0,80

18

4

2

-

8

0,80

20

4,50

1,50

-

12

0,75

14

4

2

-

5

1,50

12

4

5

5

5

0,80

4

4

1,50

5

12

0,80

2

4

1,25

8

5

0,90

2

4

2

8

8

0,85

6

4

2

5

5

1,25

10,50

4,25

3,25

3,75

10

1,20

6

4

3

5

5

1,10

6,50

4,25

2

3,75

5

De los aceros rápidos los más utilizados son el acero rápido al wolframio tipo 18-4-1 (18%W-4%Cr-1%V), el acero rápido al molibdeno tipo 5-6-4 (5%Mo-6%W-4%Cr) y, cuando se precisa el mayor rendimiento, el acero rápido con cobalto de composición:

1,25%C; 10,50%W; 4,25%Cr; 3,25%V; 3,75%Mo; 10%Co

Excepto el cobalto que no forma carburos y se disuelve en la ferrita, todos los elementos de aleación de los aceros rápidos son fuertemente carburígenos, formándose los siguientes carburos ordenados en el sentido creciente de su temperatura de disolución en la austenita: Cr23C6; W6C; Mo6C; VC.

La precipitación de estos carburos en el revenido da lugar a un aumento de dureza entre los 500º y 600ºC, que justifica la alta dureza que poseen estos aceros incluso trabajando a temperaturas de 600ºC. El cobalto incrementa la resistencia en caliente de la matriz y eleva la temperatura de fusión del acero, lo que permite aumentar la temperatura de temple, la disolución de carburos y, al ser mayor la cantidad de austenita retenida, es más acusada la dureza secundaria.



373

373

La misión del Mo y W es similar, y pueden sustituirse dos partes de W por una de Mo, al ser doble el peso atómico del W que el del Mo, lo que justifica la aparición de los aceros rápidos al molibdeno cuando el precio de éste llegó a ser inferior al del W. El mayor inconveniente del Mo es que disminuye el punto de fusión del acero y aumenta la tendencia a la descarburación con respecto a los aceros rápidos con wolframio.

El cromo aumenta la templabilidad, favorece la formación de carburos complejos (CrFe)7C3, (CrFe)3C y (CrFe)23C6, de coalescencia más difícil a alta temperatura durante el revenido, y aumenta la resistencia a la oxidación en caliente del acero.

El carbono, por su parte, es un elemento cuyo porcentaje es fundamental en los aceros rápidos pues es el responsable de la formación de carburos y, por tanto, de la capacidad de corte y rendimiento, aumentando la templabilidad y dureza del acero. Su contenido debe aumentar al ser mayor el contenido de aleantes, en especial para evitar la aparición de ferrita delta, tanto a temperatura ambiente como a alta temperatura, que podría formarse al contener el acero una gran proporción de elementos aleantes fuertemente alfágenos.

Igual que en el caso de los aceros indeformables la forja de los aceros rápidos debe hacerse con muchas precauciones, con objeto de romper la estructura eutéctica que poseen en bruto de colada y obtener carburos de pequeño tamaño y bien distribuidos. El enfriamiento tras la forja debe realizarse lentamente al ser todos los aceros rápidos autotemplantes.

El recocido de estos aceros se efectúa a temperaturas entre 875º-900ºC, con enfriamientos en el horno a velocidad inferior a 10ºC/h hasta temperaturas de 550º570ºC en que pueden sacarse al aire. Hoy es muy utilizado el recocido isotérmico pasando de un horno a 875º-900ºC a un horno de sales a 700º-750ºC, donde se mantiene entre 1 y 2 h hasta lograr la transformación completa. La dureza obtenida tras el recocido isotérmico es de 220-250 HB y la microestructura es de carburos globulares en matriz sorbítica.

374

374



El temple, como se ha indicado anteriormente, se realiza a muy alta temperatura con objeto de disolver carburos en la austenita, empleándose temperaturas entre los 1150º y los 1300ºC. Los aceros con cobalto y alto contenido en vanadio son los que tienen temperatura de temple más elevada, mientras que el clásico acero al W del tipo 18-4-1 sólo precisa 1180ºC.

Es fundamental en estos aceros utilizar dos escalonamientos en el calentamiento, a 500º y 850ºC, con objeto de minimizar las diferencias de temperatura entre puntos distintos de la pieza, así como utilizar baños de sales, vacío o atmósfera controlada para evitar descarburaciones y oxidaciones.

El revenido de los aceros rápidos se realiza entre 500º y 600ºC, precisamente la zona de temperaturas en que aparece la dureza secundaria y, como en el caso de los aceros indeformables de 12%Cr, debe utilizarse el doble y, a veces, hasta triple revenido.

En los aceros rápidos además de la temperatura de revenido debe tenerse muy en cuenta la duración de éste, pues la dureza alcanzada es distinta para tiempos distintos. En general para estos aceros se precisan tiempos de revenido para alcanzar la dureza máxima de 63-65 HRC entre 2 y 10 h, muy superiores a la del resto de aceros de herramientas. Para tiempos más largos o temperaturas superiores se produce la coalescencia de los carburos y una disminución de la dureza.

3.2 Aceros para trabajo de choque

Son muy numerosas las aplicaciones en que se necesitan útiles que deben trabajar a temperaturas muy superiores a los 200ºC y con solicitaciones de choque, presión, etc. Por ejemplo, pueden citarse matrices y estampas para forja en caliente, moldes para inyección de plásticos, coquillas para colada por gravedad o a presión de metales fundidos, troqueles, cilindros de laminación, etc.

Los principales aceros que se emplean para estas aplicaciones son los indicados a continuación:


375

375


Aceros níquel-cromo-molibdeno %C

%Mn

%Si

%Ni

%Cr

%Mo

0,35

0,50

0,25

4,25

1,25

0,50

0,45

0,50

0,25

3

0,75

0,30

0,55

0,50

0,25

1,50

0,75

0,20

Aceros cromo-wolframio %C

%Mn

%Si

%Cr

%W

0,32

0,30

1

1

4

0,42

0,30

1

1,25

2

0,55

0,30

1

1,25

2

0,40

0,30

1

5

5

0,30

0,25

0,25

3

9,50

0,35

0,25

0,25

3

11

0,45

0,25

0,25

3

15

Aceros cromo-molibdeno %C

%Mn

%Si

%Cr

%Mo

0,60

0,60

1

0,80

0,30

0,65

0,60

1

0,80

0,30

0,35

0,25

1

5

1

1,30

0,25

1

15

0,90

Aceros cromo-molibdeno-vanadio %C

%Mn

%Si

%Cr

%Mo

%V

0,35

0,40

1

5

1,30

0,40

0,30

0,50

1

3

2,80

0,50

Todos estos aceros presentan una buena dureza y resistencia en caliente, con gran tenacidad, empleándose tras el temple y revenido, y según las solicitaciones en servicio, con durezas variables entre 300-500 HB.

376

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Son aceros de gran templabilidad, muchos de ellos autotemplantes, y de gran resistencia al choque térmico soportando repetidos ciclos de calentamiento y enfriamiento sin deformaciones ni agrietamientos.

Los aceros Ni-Cr-Mo se emplean habitualmente para fabricación de matrices y estampas que trabajan entre 300º y 400ºC.

Los aceros Cr-W de inferior contenido en wolframio se utilizan para buriles, buterolas y otras herramientas que tienen que tener cierta capacidad de corte además de soportar golpes.

Los aceros Cr-W con contenidos entre el 9-15%W tienen gran aplicación para matrices, estampas, cuchillas, etc., que trabajan en continuo con grandes presiones y fuerte desgaste a temperaturas próximas a 600ºC. Estos aceros en cambio son frágiles y no soportan bien los choques térmicos siendo, en cierto modo, parecidos a los aceros semi-rápidos aunque de menor dureza.

Los aceros Cr-Mo de baja aleación son muy apreciados en la fabricación de cilindros desbastadores y acabadores para trenes de laminación en caliente, mientras que los de 5%Cr son aceros de uso muy general: moldes para inyección, estampas, tijeras, cuchillos, etc. Este tipo de acero soporta excelentemente golpes y vibraciones, además de tener una aceptable capacidad de corte en caliente.

El acero con 15%Cr es un acero indeformable utilizado para la inyección de plásticos.

Por último, los aceros Cr-Mo-V conservan excelente resistencia mecánica y al desgaste en caliente. Soportan los choques térmicos admitiendo una fuerte refrigeración las matrices sin peligro de grietas. Es muy utilizado en prensas, matrices, útiles de rebarbar en caliente, etc.

Todos los aceros aleados para trabajo en caliente en matrices y cortantes, deben ser precalentados lentamente hasta temperaturas próximas a la de servicio, para evitar



377

377

roturas frágiles. Esta precaución es siempre imprescindible, y sin ella el peligro de microfisuraciones por choque térmico es casi inevitable.

3.3. Aceros resistentes al desgaste

Para desgaste por abrasión o erosión a temperaturas hasta 600ºC es posible utilizar muchos de los aceros mencionados en el apartado anterior, pero para trabajo a más alta temperatura, hasta 1100ºC, son necesarios los llamados aceros inoxidables carburo-ferríticos.

Debe considerarse que a temperaturas altas la oxidación, o corrosión seca, puede alcanzar valores muy altos, semejantes o superiores muchas veces a la pérdida de peso por la solicitación por abrasión o erosión.

Son muy numerosas, y de gran importancia técnica y económica, las piezas que trabajan de forma continua en condiciones abrasivas a alta temperatura, y de ahí el desarrollo que tienen las aleaciones para dichas solicitaciones.

Dentro del campo de los aceros destacan por su comportamiento los aceros carburo-ferríticos. Las composiciones típicas están dentro del siguiente intervalo:

C=1,20-2,30%; Si=1-2%; Cr=30-33%

El contenido de cromo asegura una resistencia a la oxidación superior a la de cualquier otro acero, y por su alto poder alfágeno el acero es ferrítico a todas las temperaturas careciendo, por tanto, de capacidad de temple. Sobre la matriz ferrítica destacan numerosos carburos del tipo (FeCr)7C3 que le proporcionan la resistencia a la abrasión.

Este acero es típico de moldeo pero, al igual que los rápidos, admite la forja y laminación con precauciones para los menores contenidos de carbono. Aunque, debido a la red de carburos en estado bruto de colada, es un acero frágil a temperatura ambiente, es tenaz en caliente y soporta aceptablemente el choque térmico. Su no alto

378

378



precio, aceptable mecanizabilidad y posibilidad de soldeo previo calentamiento a 550ºC, son también características que justifican la implantación de estos aceros en condiciones abrasivas a alta temperatura.


379

379

CAPÍTULO 20: ACEROS INOXIDABLES

20. ACEROS INOXIDABLES

1.

INTRODUCCIÓN.

CLASIFICACIÓN

DE

LOS

ACEROS

INOXIDABLES Se conocen por aceros inoxidables las aleaciones férreas de alto contenido en cromo, superior al 13%, con o sin otros elementos aleantes tipo Ni, Mo, Nb, Ti, V, Si, etc., resistentes a la corrosión, sea ésta seca a alta temperatura o tipo húmeda o electroquímica.

Aunque en el último tercio del siglo XIX ya se sabía el mejor comportamiento ante la corrosión atmosférica de los aceros al cromo, fueron Strauss y Maurer, de Krupp, los que patentaron en 1912 los primeros aceros inoxidables austeníticos. Desde entonces se han desarrollado numerosos tipos de aceros inoxidables para dar respuesta a las más variadas solicitaciones mecánicas, térmicas y corrosivas.

Lo mismo que en el caso de los aceros de herramientas es imposible abordar aquí el estudio en profundidad de estas aleaciones, pero sí puede desarrollarse una visión general de los tipos existentes, características propias y aplicaciones fundamentales.

Tampoco es posible justificar el comportamiento frente a la corrosión de estos aceros, pues ello implicaría un estudio de los fenómenos de corrosión electroquímica y de corrosión seca que supera los objetivos de este capítulo.

Sí puede decirse que los aceros inoxidables deben su resistencia a la corrosión, ya sea seca o húmeda, a que se recubren de una capa de óxido de cromo, de pequeño espesor, que impide el avance de la corrosión. El fenómeno es similar al que ocurre con el aluminio o el cinc, y de ahí la protección que los cincados, galvanizados o anodizados suponen para el acero.

380

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El espesor, uniformidad, densidad y porosidad de la capa de óxido protector es fundamental en los procesos de corrosión. Capas finas, bien adheridas y no porosas proporcionan una protección excelente, mientras que capas gruesas con tendencia a desprenderse, no uniformes y porosas no son buenas protectoras. En el caso de los aceros inoxidables la presencia de un 13%Cr es suficiente para prevenir la corrosión atmosférica rural, pero son necesarios contenidos superiores para resistir atmósferas industriales o marinas, temperaturas elevadas o medios ácidos o básicos agresivos, junto al empleo de otros aleantes como el Ni, Mo, etc., que al tiempo proporcionan unas características mecánicas más compensadas.

Sin embargo, la resistencia a la corrosión no mejora aunque se aumente el contenido de cromo por encima de un cierto valor umbral. La figura 1.1 muestra como la oxidación a 1000ºC durante 48 horas es pequeñísima para aceros de 30%Cr, baja para aceros de 13%Cr y crece fuertemente al descender el contenido en Cr, hasta hacerse máxima en los aceros al carbono.

Por último debe significarse la importancia de la rugosidad superficial en la resistencia a la corrosión, siendo las superficies pulidas mucho más favorables que las de peor acabado.

Figura 1.1. Pérdida relativa de peso de aceros al cromo por oxidación a 1000ºC durante 48 h


381

381

Aceros Inoxidables. Los aceros inoxidables pueden clasificarse en los siguientes grupos: x

Aceros inoxidables martensíticos

x

Aceros inoxidables ferríticos

x

Aceros inoxidables austeníticos

x

Aceros inoxidables refractarios

x

Aceros inoxidables resistentes a alta temperatura

x

Aceros inoxidables para válvulas

x

Aceros inoxidables austeno-ferríticos

x

Aceros inoxidables endurecibles por precipitación: o Aceros austeníticos o Aceros martensíticos o Aceros semiausteníticos

A continuación se estudian separadamente cada uno de los grupos, excepto los aceros inoxidables endurecibles por precipitación que no se estudian por su mayor complejidad.

2. ACEROS INOXIDABLES MARTENSÍTICOS Las principales formulaciones de estos aceros son las siguientes:

%C

%Mn

%Si %Cr %Ni

OTROS

<0,12

<1

<1

13

-

-

<0,12

<1,25

<1

13

-

S + Se < 0,30%; Mo + Zr < 0,60%

<0,15

<1

<1

13

2

-

<0,20

<1

<1

16

2

-

0,35

<1

<1

13

-

-

0,65

<1

<1

17

-

-

0,90-1,20

<1

<1

17

-

-

382

382



Al ser el cromo un elemento alfágeno y el carbono gammágeno, las composiciones de los aceros inoxidables martensíticos están ponderadas con objeto de obtener una estructura austenítica a alta temperatura, que facilite el conformado en caliente, y que admita el temple para aumentar la dureza del acero.

En la figura 2.1 se representa un esquema que muestra las distintas estructuras que pueden obtenerse en los aceros aleados con cromo en función del porcentaje de carbono.

El primer acero es de baja dureza tras el temple, por su bajo %C, pero de buena inoxidabilidad. El segundo es similar al anterior, pero el mayor porcentaje de S, o la adición de Se, junto con aleantes como Mo o Zr, contribuyen a la formación de sulfuros y seleniuros de Mn, Mo y Zr, que facilitan el mecanizado.

Se trata, pues, de un acero inoxidable martensítico de fácil mecanización. Su resistencia mecánica y a la corrosión es inferior a la del acero anterior, pero se emplea cuando quieren disminuirse los costes de mecanizado.

Figura 2.1. Microestructura y posibilidad de temple de aceros al cromo en función de su contenido en carbono


Aceros Inoxidables.

383

383

Los aceros tercero y cuarto son los que presentan mejor resistencia a la corrosión, incluso en agua de mar, aunque su contenido en níquel, elemento de mucho mayor precio que el cromo, eleva el coste del acero.

Finalmente, los tres últimos aceros son de elevada dureza. El de 0,35%C es el llamado acero inoxidable de cuchillería con el que se obtienen durezas de 50-56 HRC.

Cuando aún se precisa dureza más elevada, 58 HRC, para material quirúrgico, fresas dentales, etc., se emplea el de 0,65%C, mientras que el de 0,90-1,20%C es típico de rodamientos, elementos de válvulas, etc., que además de alta dureza y resistencia al desgaste, deben poseer inoxidabilidad. Sin embargo, al aumentar el %C la inoxidabilidad de estos aceros disminuye notablemente.

El temple de todos estos aceros se efectúa a temperaturas del orden de los 950º1000ºC, siendo todos ellos del tipo autotemplante. Sólo para piezas gruesas se recomienda el temple en aceite.

La temperatura de revenido influye poco en la dureza de estos aceros, pues hasta los 450ºC conservan prácticamente la misma dureza que en estado de temple, aunque sí tiene influencia en la inoxidabilidad que disminuye al aumentar la temperatura. Las temperaturas habituales son las siguientes: x

Acero de %C<0,15: 350ºC (38 HRC), para máxima dureza e inoxidabilidad y 700ºC para máxima tenacidad (15 HRC).

x

Acero de cuchillería: 150º-200ºC (50 HRC), para máxima dureza e inoxidabilidad; 350ºC (48 HRC), aceptable dureza, tenacidad e inoxidabilidad; 550º-700ºC (42 HRC-20 HRC), buena tenacidad y peor inoxidabilidad.

x

Aceros de 0,65-1,20%C: 300ºC (58 HRC), alta dureza e inoxidabilidad.

x

Aceros con 2%Ni: 350ºC, buena dureza e inoxidabilidad.

384


384


3. ACEROS INOXIDABLES FERRÍTICOS Estos aceros, como su nombre indica presentan estructura ferrítica a cualquier temperatura.

Las tres composiciones más utilizadas son las siguientes:

%C

%Mn

%Si

%Cr

OTROS

0,10

<1

<1

16

-

0,10 <1,25

<1

16

S + Se < 0,30%; Mo + Zr < 0,60%

0,30

<1

27-30

-

<1

Los aceros ferríticos tienen mejor resistencia a la corrosión que los aceros inoxidables martensíticos, aunque son aceros de menor dureza y resistencia mecánica.

La ausencia de transformación ferrita

austenita hace que en estos aceros el

grano crezca desde bajas temperaturas y no sea regenerable por tratamiento térmico. Además el Cr confiere por sí mismo un grano grueso a estos aceros, lo que justifica que a pesar de ser aceros blandos por su estructura ferrítica, sean aceros de baja tenacidad para su nivel de dureza. La pérdida de tenacidad se agrava al aumentar el contenido de Cr y, en particular, al sobrepasar el 16%Cr. El tamaño de grano sólo es, pues, regenerable por recocidos de recristalización tras procesos de estirado en frío.

Actualmente, utilizando ferrocromos nitrurados en el proceso de fabricación de estos aceros, puede lograrse afinar el tamaño de grano e impedir su crecimiento, por enclavamiento de los bordes por carbonitruros de niobio o titanio, adicionados en pequeña cantidad (N=0,12-0,20%; Ti=5 %C; Mo=10 %C).

En estado de recocido de recristalización los aceros con 16%Cr tienen resistencias del orden de 650-700 MPa, con alargamientos del 25-30%, aunque con baja resiliencia. En estado de acritud se alcanzan los 800-950 MPa.


Aceros Inoxidables.

385

385

Los aceros de 27-30%Cr, aunque son laminables con precauciones, son aceros más típicos de moldeo.

Los aceros de 16%Cr son muy utilizados en la fabricación de chapas laminadas para recubrimientos decorativos, debido a la mejor resistencia a la corrosión que tienen con respecto a los aceros martensíticos y al menor precio frente a los aceros austeníticos con níquel.

También son muy utilizados en piezas que tengan que trabajar en contacto con ácido nítrico por su excelente resistencia en dicho medio.

El acero de 27-30%Cr, por el contrario, se utiliza habitualmente para piezas moldeadas que deban soportar temperaturas de trabajo en continuo hasta 1100ºC, en especial en atmósferas sulfurosas.

Ambos tipos de aceros son soldables, a diferencia de la baja soldabilidad de los inoxidables martensíticos, lo que facilita su empleo en aplicaciones para las que se requiere soldabilidad.

Cuando quiere facilitarse la mecanización se emplean aceros con adiciones de S, Se, Mo o Zr, aunque la ferrita de alto contenido en cromo no es tan plástica como las de los aceros al carbono, por lo que la mecanizabilidad es mejor que la de aquéllos.

Recientemente ha aparecido una nueva familia de aceros inoxidables ferríticos que ha sido llamada aceros “superferríticos” o aceros “ferríticos ELI” (Extra Low Interstitial). Se caracterizan por su bajo contenido de elementos intersticiales (C + N) posibilitado por nuevos procesos de afino.

Sus propiedades mecánicas son similares a las de los ferríticos convencionales, excepto en el caso de la resiliencia que es muy superior y con una temperatura de transición mucho más baja. La resistencia a la corrosión es comparable a la de los inoxidables austeníticos, aunque manifiestamente superior en el caso de la corrosión bajo tensiones y de la corrosión por picaduras.

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Estos aceros contienen índices C + N entre 0,02 y 0,05% con contenidos de cromo entre el 18 y el 29% y de molibdeno entre el 1-4%. Adiciones de pequeñas cantidades de níquel, titanio, cobre y aluminio mejoran aún su resistencia a la corrosión.

El más conocido de todos ellos es el conocido como 29-4-2 de composición:

C: 0,010%; N: 0,015%; Cr: 29%; Mo: 4%; Ni: 2%

que presenta las siguientes propiedades mecánicas:

Rm: 660 MPa; Rp: 590 MPa; A=24%

4. ACEROS INOXIDABLES AUSTENÍTICOS Los aceros inoxidables austeníticos se diferencian de los grupos anteriores por su contenido en níquel, elemento gammágeno que les confiere estructura austenítica a temperatura ambiente, mayor resistencia a la corrosión electroquímica, mayor capacidad de deformación tanto en caliente como en frío y tenacidad muy elevada, aunque son aceros de superior precio que los ferríticos y martensíticos.

La figura 4.1 muestra, para bajos contenidos en carbono, la zona de estabilidad de la austenita a cualquier temperatura en función de los contenidos en Cr y Ni.

Dado el alto precio del Ni con respecto al cromo los aceros inoxidables austeníticos de empleo habitual tienen, por razones económicas, el mínimo de ambos elementos que corresponde a la composición 18%Cr-8%Ni. El acero tipo 18-8 es, pues, el acero inoxidable austenítico común de menor precio y mayor utilización, aunque para usos especiales se han desarrollado aceros que contienen hasta un 25%Ni.


Aceros Inoxidables.

387

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Figura 4.1. Zona de austenita estable a temperatura ambiente para aleaciones Cr-Ni, de bajo carbono, calentadas a 1000º-1100ºC y enfriadas al aire

Estos aceros austeníticos son muy sensibles a la llamada corrosión intergranular. Cuando se calientan a temperaturas entre 400º-800ºC, o bien, durante el enfriamiento desde temperaturas superiores con estancia suficientemente prolongada en dicho intervalo, el carbono que posee el acero forma carburos del tipo Cr23C6. Estos carburos precipitan en el borde de los granos austeníticos, quedando la zona próxima a los bordes empobrecida en cromo respecto al interior del grano. Para un acero con 18%Cr la zona empobrecida suele contener un 12%Cr solamente, dando lugar a un mecanismo de corrosión por formación de zonas anódicas (pobres en Cr) y zonas catódicas (ricas en Cr). Este mecanismo conduce a una corrosión que avanza por las zonas anódicas, contorneando los granos, perdiendo cohesión el acero.

La corrosión intergranular es especialmente peligrosa porque, a diferencia de otros tipos de corrosión, el acero no muestra exteriormente signo alguno de su deterioro, pudiendo colapsar el acero bruscamente. La corrosión intergranular, además de por ensayos micrográficos, puede revelarse por el aumento de resistencia eléctrica que sufre el acero, o bien por el aumento de magnetismo, ya que los carburos son magnéticos mientras que la austenita es amagnética.

388

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Para evitar la corrosión intergranular los aceros inoxidables austeníticos se fabrican con contenidos en carbono inferiores al 0,03%, lo que evita la formación de carburos. También se fabrican aceros que contienen cantidades de Ti o Nb, elementos de mayor afinidad que el Cr por el C, que impiden igualmente la formación de los carburos de cromo. Estos aceros con Ti o Nb se denominan “aceros estabilizados”. Las cantidades que se utilizan de Ti o Nb a efectos estabilizadores son las siguientes:

Ti = 5%C; Nb=10%C

Estos aceros estabilizados tienen gran aplicación en elementos soldados que presentan tendencia a sufrir corrosión intergranular en zonas próximas a las soldaduras.

Cuando un acero ha sufrido corrosión intergranular es posible eliminarla calentando a 1050ºC, con objeto de disolver los carburos de Cr nuevamente en la austenita, y enfriar rápidamente en agua. Este tratamiento de hipertemple comunica al acero el estado de mínima dureza y máxima tenacidad y alargamiento. En este estado los aceros tipo 18-8 tienen resistencias de 650-800 MPa y alargamientos del 40%.

Si quiere aumentarse la resistencia a la tracción se laminan en frío, alcanzándose resistencias de 1100-1700 MPa. Otra ventaja de la deformación en frío es que la formación de maclas es ventajosa cara a la corrosión intergranular, pues constituyen zonas preferenciales para la precipitación de los carburos, y al estar en el interior de los granos es menos peligrosa que cuando se localizan en los bordes.

Otra forma peligrosa de corrosión de los aceros inoxidables austeníticos es la llamada “corrosión bajo tensión”, que conduce a agrietamientos, bajo tensiones muy inferiores a Rm, cuando el acero está en ciertos medios corrosivos: compuestos orgánicos, ácidos diluidos, etc. Esta corrosión puede aparecer, incluso, debido a las tensiones internas del acero provocadas por los procesos de conformado, soldadura o los tratamientos térmicos.


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Aceros Inoxidables.

Sin embargo, esta forma de corrosión no la presentan ni los aceros ferríticos ni los martensíticos. La corrosión intercristalina sí la presentan los aceros ferríticos, pero por estancia a temperaturas de 900ºC, superior a la de los aceros austeníticos. Las formulaciones de los aceros inoxidables austeníticos más importantes son las siguientes:

%C

%Mn %Si %Cr %Ni

OTROS

<0,08

<2

<1

18

8

-

<0,08

<2

<1

18

8

Ti = 5 %C

<0,12

<2

<1

18

8

S + Se < 0,30%; Mo + Zr<0,60%

<0,08

<2

<1

18

12

Mo = 3%

<0,08

<2

<1

18

12

Mo = 3%; Ti = 5 %C

<0,08

<2

<1

12

12

-

<0,15

18

0,4

10

-

Mo = 0,5%; N = 0,25%

El acero con S, Se, Mo y Zr es un acero de fácil mecanización, pues los aceros austeníticos por su gran plasticidad son difíciles de mecanizar. Las inclusiones de sulfuro y seleniuro rompen la continuidad de la viruta, facilitando la mecanización. Las inclusiones de molibdeno y zirconio son menos perjudiciales que las de Mn, tanto para la resistencia mecánica como para la resistencia a la corrosión, y de ahí su empleo muchas veces en estos aceros aunque incrementen su precio. Estos aceros son muy apreciados para la fabricación de tornillería inoxidable.

Los aceros con Mo tienen más resistencia a la corrosión que el acero clásico, siendo muy utilizado en medios con cloruros, que producen la corrosión rápida por picaduras en aceros 18-8. El Mo también confiere alta resistencia mecánica a temperaturas elevadas, siendo uno de los aceros austeníticos con mayor resistencia a la fluencia en caliente o “creep”.

Los aceros del tipo 12-12 son aceros de fácil embutición, que admiten en frío mucha mayor deformación que los 18-8. Sus propiedades y tratamientos son similares a las

390

390



del 18-8. Se aplica para piezas obtenidas por embutición profunda, cuando no se requiere gran resistencia a la corrosión.

Por último, se han desarrollado aceros austeníticos al Cr-Mn, en los que el manganeso y nitrógeno sustituyen al níquel. Aunque son de mucho menor precio que los 18-8 clásicos, tienen peores propiedades mecánicas y, en especial, una inoxidabilidad muy inferior.

5. ACEROS INOXIDABLES REFRACTARIOS Se entiende por aceros refractarios aquéllos que tienen alta resistencia a la oxidación a elevada temperatura.

Esta familia de aceros inoxidables es muy importante para la fabricación de piezas que trabajan en continuo a gran temperatura: piezas de hornos, cajas de cementación y recocido, etc. Estos aceros son capaces de trabajar a temperaturas entre 850º y 1100ºC con una oxidación muy pequeña, mientras que los aceros al carbono o aleados de baja y media aleación sufren oxidaciones muy severas.

A continuación se indican para algunos aceros de interés la máxima temperatura a que pueden trabajar en continuo:

Aceros al carbono: 500ºC Acero de 1%Cr – 3% Ni: 550ºC Acero de 5%Cr – 1% Mo: 650ºC Acero de 13%Cr: 725ºC Acero inoxidable 18-8: 825ºC

Todos estos aceros tienen excelente comportamiento a temperatura elevada: los de contenido inferior al 18%Cr admiten temperaturas entre 750º-850ºC gracias a sus contenidos en Si o Al, mientras que los de 18%Cr resisten temperaturas de 850º-975ºC y los de superior contenido en Cr están capacitados para trabajar en el intervalo de 975º-1150ºC.


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Aceros Inoxidables.

Sin duda el acero de 30%Cr es el acero con mejor comportamiento, incluso en atmósferas sulfurosas, siguiéndoles los aceros tipo 25-20 y 20-25. Los aceros con Ni se comportan mal en atmósferas sulfurosas por la formación de un eutéctico de níquel y sulfuro de níquel de punto de fusión 630ºC, por lo que no deben sobrepasarse los 575ºC.

Los aceros refractarios más utilizados son los siguientes:

%C

%Mn

%Si

%Cr

%Ni

%Al

%W

<0,12

0,30

2,50

6

-

-

-

<0,12

0,30

1,00

6

-

0,80

-

<0,12

0,60

1,20

13

-

1,00

-

<0,12

0,60

1,00

18

-

1,00

-

<0,12

0,60

2,50

18

8

-

-

<0,12

0,60

1,50

18

8

-

3

<0,12

0,60

2,00

20

10

-

-

<0,12

0,60

2,00

20

15

-

-

<0,12

0,60

2,00

20

25

-

-

<0,12

0,60

1,20

25

4

-

-

<0,12

0,60

2,00

25

12

-

-

<0,12

1,50

2,00

25

20

-

-

<0,12

1,00

2,00

30

-

-

-

6. ACEROS INOXIDABLES RESISTENTES A ALTA TEMPERATURA Aunque los aceros refractarios tienen alta resistencia a la oxidación a elevada temperatura, hay muchas aplicaciones que requieren además una gran resistencia mecánica y a la fluencia en caliente, desarrollándose un conjunto de aceros que son capaces de soportar en servicio a alta temperatura miles de horas con alargamientos permanentes reducidos.

392


392


Estos aceros presentan cargas de rotura a 800ºC en 1000 h de 40-80 MPa, mientras que para un acero al carbono a 600ºC sólo es de 50 MPa.

Para los aceros resistentes a alta temperatura la variable de diseño es la tensión que produce un alargamiento permanente, generalmente del 1%, trabajando a cierta temperatura durante 1000, 10000 h, etc.

Obteniendo este valor para un intervalo de temperaturas se puede prever el comportamiento del acero.

Desde este punto de vista, un acero al carbono a 500ºC sufre un 1% de alargamiento al cabo de 10000 h con tensiones de 40 MPa, mientras que un acero 18-8 con 3%Mo necesita tensiones de 280 MPa.

Los principales de estos aceros tienen las siguientes composiciones químicas:

%C

%Mn

%Si

%Cr

%Ni

%Mo

%W

OTROS

<0,08

1,5

0,5

13

15

2

0,6

0,6%Ti

<0,08

1,5

1

13

26

4

-

1,5%Ti; 0,10%Al

<0,08

1,25

1

15

25

1,25

-

2%Ti; 0,35%Al

0,15

2

0,75

16

15

1,5

1,5

1%Nb; 0,15%N

<0,08

1,5

0,75

16

25

6

-

-

0,30

1

0,60

18

8

1,2

1,2

0,30%Ti

0,30

1

0,60

18

8

1,5

1,2

0,60%Ti

<0,08

1

0,60

20

32

-

-

1%Ti

0,20

0,6

1,20

23

13

-

3

-

7. ACEROS INOXIDABLES PARA VÁLVULAS Los aceros inoxidables para válvulas son una familia muy característica por sus propiedades diferenciales con respecto a otros tipos de inoxidables. Las válvulas trabajan en el intervalo de 750º-900ºC en condiciones de desgaste y corrosión.


393

393

Aceros Inoxidables. Composiciones típicas de estos aceros son:

%C

%Cr

%Ni

%Si

%W

0,45

9

-

3’50

-

2,00

12

-

0,30

-

0,45

15

14

1,5

2

0,45

18

9

2,5

1

El Si contribuye en estos aceros a aumentar la resistencia a la oxidación a alta temperatura, mientras que el W mejora la resistencia mecánica en caliente.

Los dos primeros aceros son martensíticos y suelen templarse a 900-1100 MPa, mientras que los dos últimos son aceros austeníticos y se emplean en estado de hipertemple con resistencias de 800-850 MPa.

Un peligro de estos aceros inoxidables altos en Si es la aparición de la llamada fase sigma. En el diagrama Fe-Cr de la figura 7.1 se observa como esta fase existe para contenidos en Cr superiores al 22%Cr, aunque también aparece en aleaciones Fe-CrNi que contienen elementos alfágenos como el Si, Mo, W, Nb, Ti, etc., y que dan lugar a la formación de pequeñas cantidades de ferrita. Así puede aparecer en aceros 18-8 con 3%Mo y 1%Ti calentados cierto tiempo en el intervalo 500º-1000ºC.

Esta fase sigma es un compuesto cúbico complejo de fórmula FeCr, de elevada dureza (800 HV) que precipita en el borde de grano y comunica extraordinaria fragilidad al acero, al tiempo que se induce una red de pequeñas grietas ocasionadas por la gran contracción que implica su formación.

El Si es un potente estabilizador de la fase sigma y ésta aparece para mantenimientos incluso cortos en el intervalo 500º-1000ºC. La fase sigma se nuclea a partir de la ferrita, por lo que es fundamental en los aceros inoxidables para válvulas, altos en Cr y Si, tener contenidos de C y Ni suficientes para evitar la formación de ferrita.

394

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Los aceros inoxidables ferríticos de alto contenido en Cr, mayor que el 22%, pueden estar constituidos totalmente por fase sigma por estancia suficientemente prolongada dentro del intervalo crítico.

Figura 7.1. Diagrama de equilibrio Fe-Cr

8. ACEROS AUSTENO-FERRÍTICOS Los aceros austeno-ferríticos (llamados también acero duplex, bifásicos o dualphase) presentan una microestructura formada por islas de ferrita en una matriz austenítica.

Su composición es: Cr = 18-28%; Ni = 4-6%; Mo = 1,5-3%.

Sus propiedades mecánicas son superiores a las de los ferríticos y austeníticos, y sólo ligeramente inferiores a las de los martensíticos. La variación de propiedades físicas y mecánicas puede regularse por tratamiento térmico, variando la relación ferrita / austerita que puede oscilar entre 30 / 70 y 60 / 40.


Aceros Inoxidables.

395

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Estos aceros presentan excelente comportamiento a la corrosión en medios fuertemente ácidos, en particular a los oxidantes como el ácido nítrico, ambientes salinos, corrosión bajo tensión, oxidación en caliente hasta 1100ºC, etc. Debe destacarse que la combinación de propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión es superior a la de las restantes familias de aceros inoxidables, aunque su conformación en caliente sea más difícil por la diferencia de deformabilidad, aún en caliente, de la ferrita y la austenita.

En general, el aumento del contenido en ferrita disminuye las características mecánicas, mientras que el de austenita disminuye la resistencia a la corrosión bajo tensiones


397

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CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS

21. FUNDICIONES NO ALEADAS 1. EL DIAGRAMA HIERRO-GRAFITO

Las fundiciones son aleaciones férreas en las que el carbono es el elemento de aleación más importante, cuya estructura, en la mayoría de las ocasiones, no viene descrita por el diagrama metaestable hierro-cementita. Por esta razón, antes de entrar en el estudio detallado de estos materiales, es necesario presentar el diagrama aplicable al caso que se pretende tratar.

Como ya se señaló al describir el diagrama hierro-cementita, este carburo no es una de las fases estables del sistema hierro-carbono. La fase sólida rica en carbono que aparece en condiciones de equilibrio en el sistema hierro carbono es el grafito. El grafito es una variedad alotrópica del carbono con la estructura hexagonal estratificada que se muestra en la figura 1-1 y con una densidad de 2,24 g/cm3. Cada uno de los átomos de carbono está unido por enlaces covalentes con sus tres vecinos más próximos y los planos están unidos entre sí por fuerzas de tipo secundario. La diferencia en la naturaleza de los enlaces en el grafito permite explicar la anisotropía de sus propiedades.

Figura 1-1. Celdilla unidad del grafito

398

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De acuerdo con lo anterior, las fases presentes en el diagrama de equilibrio del sistema hierro-carbono deben ser el líquido homogéneo, las soluciones que tienen como solvente las diferentes formas alotrópicas del hierro y el grafito. El diagrama hierro-grafito, que también se conoce como diagrama hierro-carbono estable, recoge información acerca de las condiciones en las que pueden coexistir estas fases a presión atmosférica. Las líneas de este diagrama, que se representa en forma simplificada en la figura 1-2, son similares a las del diagrama hierro-cementita. El examen de esta figura permite concluir que: x

Las transformaciones eutéctica y eutectoide aparecen para temperaturas algo mayores en el diagrama estable.

x

Los porcentajes de carbono presente en las aleaciones con composiciones eutéctica y eutectoide son algo menores que las del diagrama metaestable.

x

El carbono es menos soluble en la ferrita y en la austenita del diagrama estable.

Figura 1-2. Diagrama de fases hierro-carbono estable simplificado

Otra diferencia notable entre el diagrama estable y el metaestable es que el eutéctico del sistema hierro-grafito es anormal. Esto es así porque la diferencia entre las temperaturas de fusión de las dos fases sólidas (austenita y grafito) es muy importante, y porque los porcentajes de ambas fases tras la solidificación son muy diferentes (%J= 97,92%, %Cg = 2,08). Como consecuencia de esto, la solidificación de las fases presentes en el eutéctico no es simultánea y coherente: la austenita no


Fundiciones no Alineadas

399

399

empieza a solidificar hasta que lo ha hecho todo el grafito que, a temperaturas próximas pero inferiores a la de la transformación eutéctica, aparece como constituyente disperso contorneado por una matriz de austenita.

El grafito eutéctico muestra una morfología laminar característica que es debida a la anisotropía de la celdilla unidad. Cuando se forma un núcleo de grafito de tamaño crítico, éste crece fundamentalmente a lo largo de las direcciones compactas mientras que el crecimiento a lo largo de la dirección c resulta muy reducido. Las láminas de grafito que brotan radialmente del núcleo se doblan y ramifican como consecuencia de las limitaciones debidas a que la solidificación del grafito se produce con un gran aumento de volumen. Una vez ha solidificado el grafito, la austenita eutéctica nuclea heterogéneamente sobre estas láminas y crece dando lugar a la formación de estructuras conocidas como células eutécticas (figura 1-3). Los límites de estas células eutécticas resultan especialmente ricos en elementos de aleación que se segregan durante la solidificación de la austenita. Nótese que el grafito es continuo en el interior de una celda eutéctica.

Figura 1-3. Solidificación del eutéctico hierro-grafito: (a) formación de núcleos de grafito a partir del líquido; (b) crecimiento de los núcleos de grafito hasta que la proporción de carbono del líquido es del 2,08% y (c) nucleación heterogénea de la austenita y desarrollo de las células eutécticas

Las láminas de grafito eutéctico crecen con el carbono que se segrega de la austenita en el enfriamiento hasta temperatura de la reacción eutectoide. El grafito que se forma en esta transformación también engrosa las láminas preexistentes de modo que, a temperatura ambiente, se llega a una estructura formada por láminas de grafito

400

400



envueltas por una matriz de ferrita. De la discusión anterior cabe concluir que todos los constituyentes que aparecen en el diagrama hierro-grafito son monofásicos.

Los factores que determinan el que una aleación férrea solidifique según el diagrama estable o lo haga de acuerdo con el metaestable son dos: x

Cuanto menor sea la velocidad de enfriamiento mayor es la probabilidad de que se forme grafito.

x

Las fundiciones, del mismo modo que los aceros, no son aleaciones binarias hierro-carbono. La presencia de otros elementos de aleación, incluso en proporciones muy reducidas, tiene un efecto fundamental sobre la formación del grafito. Cuando los elementos de aleación se clasifican atendiendo a su influencia sobre la solidificación de las aleaciones hierro-carbono, se pueden clasificar en tres grupos: o Aleantes grafitizantes: son aquéllos que tienden a favorecer la solidificación

según el diagrama estable y, por tanto, la formación de grafito. Los dos aleantes grafitizantes fundamentales son el carbono y el silicio. Todas las aleaciones hierro-carbono que solidifican con formación de grafito presentan proporciones relativamente elevadas de carbono y silicio. Otros aleantes grafitizantes menos importantes son el aluminio, el níquel, el cobre y el titanio siempre que este último aparezca en proporciones inferiores al 0,2%. o Aleantes blanqueantes: son aquellos que tienden a estabilizar la cementita y,

por tanto, a dificultar la formación de grafito. En este grupo se incluyen los aleantes carburígenos. Cuando estos elementos se ordenan por su tendencia decreciente a estabilizar carburos, se tiene la siguiente relación: vanadio, cromo, molibdeno y manganeso. El titanio, que no se ha incluido en la lista anterior, actúa como blanqueante cuando su proporción es superior al 0,2%. Esto se debe a que el titanio puede fijar en forma de nitruros al nitrógeno, elemento que tiene un carácter blanqueante muy acusado. El S es un blanqueante muy enérgico pero en las fundiciones suele aparecer como sulfuro combinado con el Mn. Esta reacción tiende a reducir el contenido en aleantes blanqueantes disueltos en el caldo, de modo que cuando el S aparece en proporciones adecuadas (%Mn t 1,7%S + 0,3) actúa como grafitizante. El P también estabiliza ligeramente los carburos.



401

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o Agentes de inoculación: son elementos que en proporciones muy pequeñas

(del orden de las décimas de tanto por ciento) favorecen la nucleación heterogénea del grafito. En este grupo se pueden incluir el magnesio, silicio, algunos elementos alcalinotérreos como el calcio, el estroncio y el bario y ciertas tierras raras. Para facilitar la dosificación, estos elementos no se añaden directamente al caldo si no que se incorporan en

forma de

aleaciones como níquel-magnesio, ferro-silicio-magnesio, ferro-silicio o michmetal.

2. FUNDICIONES: DEFINICIÓN Y CLASIFICACIONES

Las fundiciones se pueden definir por oposición a la definición de aceros que se presentó en un capítulo anterior. Así se pueden definir las fundiciones de dos modos diferentes: x

Las fundiciones son aleaciones cuya solidificación finaliza con la formación de un eutéctico hierro-carbono.

x

Las fundiciones son aleaciones hierro-carbono no forjables.

Es fácil comprobar que ambas definiciones son equivalentes. En efecto, la primera de las definiciones implica que la ledeburita o el grafito laminar es uno de los constituyentes presentes a alta temperatura. El primero de estos constituyentes es muy frágil a causa de la matriz de cementita, mientras que el segundo impide la forja de las aleaciones hierro-carbono por el efecto de concentración de tensiones en el extremo de las láminas. La no forjabilidad de las fundiciones implica que no pueden presentar una estructura completamente austenítica, de modo que su contenido en carbono es superior a la máxima solubilidad del carbono en la austenita y, por tanto, su solidificación ha de terminar con la formación de eutéctico.

Ya que las fundiciones son aleaciones no forjables, sólo pueden ser conformadas por moldeo.

402

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2.1. Composición química de las fundiciones

Una primera clasificación de las fundiciones es la que resulta de considerar los elementos de aleación que intervienen en su formulación. Cuando se atiende a este criterio, las fundiciones se pueden dividir en dos grupos: x

Fundiciones no aleadas: como las materias primas empleadas para la obtención de arrabio y el lingote para fundición son las mismas, los elementos presentes en todos los aceros y fundiciones deben ser los mismos: carbono, silicio, manganeso, fósforo y azufre. Los límites para estos elementos en las fundiciones no aleadas son:

o Carbono: para garantizar la solidificación con formación de eutéctico, el

porcentaje de carbono debe ser superior al 2%. El contenido en carbono de las fundiciones puede llegar hasta el 4,5%.

o Silicio: es el elemento que ejerce una influencia fundamental sobre la estructura

de las fundiciones porque, junto con el carbono, determina si el sistema evoluciona según el diagrama estable o según el metaestable. Por esta razón, en muchas ocasiones, las fundiciones se definen como aleaciones ternarias hierro-carbono-silicio. El contenido en silicio en las fundiciones no aleadas puede variar entre el 0,5 y el 3,5%.

o Manganeso: aparece en proporciones que van del 0,4 al 2% y su adición tiene

una doble finalidad. Por un lado, permite afinar la perlita y, por otro lado, reacciona con el azufre, un blanqueante muy enérgico, para formar sulfuro.

o Azufre: el azufre se limita en los aceros porque dificulta su forja y laminación al

producir fragilidad en caliente. Como las fundiciones no se conforman por deformación, el azufre, siempre que esté fijado como sulfuro de manganeso, no supone ningún problema especial. De hecho, es posible encontrar porcentajes de azufre tan altos como el 0,20 en las fundiciones no aleadas. Sólo en el caso particular de las fundiciones esferoidales con contenidos de azufre típicos del 0,010%, es crítico mantener muy reducido el porcentaje de azufre.



403

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o Fósforo: como la fragilidad en frío que produce el fósforo no limita el procesado

de las fundiciones, los porcentajes de este elemento en fundiciones (entre el 0,04 y el 0,15%) son muy superiores a los que se encuentran en los aceros. Es más, el fósforo puede tener un efecto favorable sobre la fluidez de las fundiciones de modo que, en ciertos casos particulares, se puede elevar su contenido hasta el 1,5% a fin de facilitar el llenado de moldes con geometría complicada. x

Fundiciones aleadas: son fundiciones en cuya formulación intervienen elementos de aleación diferentes a los relacionados en los párrafos anteriores o bien aparecen en proporciones superiores a los límites indicados.

2.2. Estructura en bruto de colada de las fundiciones no aleadas

Otro criterio que se puede utilizar para clasificar las fundiciones es atender a las condiciones en las que se produce la solidificación, condiciones que determinan su estructura en bruto de colada. Si se emplea este criterio, las fundiciones se pueden clasificar en tres grupos: x

Fundiciones blancas: son aquéllas que solidifican según el diagrama metaestable. Las únicas aleaciones de este grupo de interés industrial son la hipoeutécticas ya que la fragilidad que confiere la cementita primaria a las hipereutécticas resulta inadmisible. Por tanto, al finalizar la solidificación de las fundiciones blancas no aleadas, se llega a una estructura libre de grafito formada por ledeburita y austenita. El color de la fractura es blanco, similar al de los aceros, y de ahí su nombre.

x

Fundiciones grises: son aquellas que solidifican según el diagrama estable. Los constituyentes presentes al finalizar la solidificación de estas fundiciones son el grafito y la austenita sin que aparezca la ledeburita. El grafito comunica a su fractura el color gris que las caracteriza.

404

404 x



Fundiciones atruchadas: en este caso, la solidificación del líquido de composición eutéctica comienza según el diagrama estable y finaliza según el metaestable. El grafito eutéctico, la austenita y la ledeburita coexisten en su estructura de solidificación.

2.3. Factores que controlan la estructura de una fundición no aleada en bruto de colada.

Como ya se ha apuntado con anterioridad uno de los factores que controla el que una fundición solidifique según el diagrama estable o lo haga de acuerdo con el metaestable es la velocidad de enfriamiento. Las variables que determinan la velocidad de enfriamiento en los procesos reales de moldeo son muchas entre los que cabe destacar los siguientes: x

La velocidad de enfriamiento de una pieza moldeada depende de la capacidad calorífica y de la conductividad térmica del molde. Así, es más fácil que blanquee una pieza de fundición que solidifica en un molde metálico permanente o coquilla que otra de la misma composición y dimensiones colada en molde de arena. En ocasiones, para blanquear ciertas zonas de una pieza fundida se disponen unas piezas metálicas, conocidas como enfriadores, en posiciones adecuadas del molde de arena.

x

El efecto del tamaño de la pieza sobre la velocidad de enfriamiento es obvio. Cuanto menor es el tamaño de la pieza mayor es la tendencia al blanqueo a igualdad del resto de las variables.

x

La geometría de la pieza también juega un papel importante. Cuando existen diferencias de sección importantes entre diferentes zonas de la pieza, en cada una de ellas pueden aparecer estructuras distintas.

x

En ciertas ocasiones, puede ser útil sobrecalentar el caldo para aumentar su fluidez y, así, mejorar la colabilidad, término con el que se conoce la capacidad del líquido para rellenar correctamente un molde. El sobrecalentamiento excesivo no es



405

405

recomendable cuando se pretende obtener fundiciones grises, porque al aumentar la temperatura de colada crece la tendencia al blanqueo. Esto es así como consecuencia de que la elevación de la temperatura del caldo, por un lado, favorece la disolución de gérmenes de grafito presentes en el metal líquido y, por otro lado, hace aumentar la velocidad de enfriamiento. En la práctica, se emplean temperaturas de colada superiores a la de liquidus en 250°C para piezas pequeñas con secciones estrechas por su mayor dificultad de llenado, y en 165°C para piezas voluminosas con espesores grandes.

La composición química es el otro factor que, junto con la velocidad de enfriamiento, controla la estructura de las fundiciones no aleadas en bruto de colada. Esta estructura depende fundamentalmente del contenido de carbono y de silicio: cuanto más elevadas resultan las proporciones de estos elementos, mayor resulta la tendencia del material a evolucionar según el diagrama estable. La influencia de los diferentes elementos de aleación sobre la tendencia al blanqueo de las fundiciones se puede estimar empleando expresiones empíricas, como la que permite comparar el comportamiento de diferentes fundiciones por medio de la constante de grafitización: Kgr = %C[%Si – 0,2(%Mn – 1,7%S – 0,3) + 0,1%P + 0,4%Ni –- 1,2%Cr + 0,2%Cu + 0,4Ti – 0,4%Mo – 2%V]

El signo de los coeficientes que multiplican los porcentajes de cada uno de los elementos de aleación ilustra claramente su carácter blanqueante (signo negativo) o grafitizante (signo positivo), mientras que su magnitud mide la intensidad del efecto.

2.4. Diagramas estructurales

Son representaciones que permiten evaluar de forma conjunta la influencia de la velocidad de enfriamiento y de la composición química sobre la estructura de las fundiciones no aleadas en bruto de colada.

Algunas de estas representaciones son aplicables a piezas de geometría prefijada como el de Norbury y el de Maurer (figura 2-1) que se utilizan para piezas de 25 y 30

406

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mm de espesor, respectivamente, coladas en arena. Evidentemente, al fijar las dimensiones de la pieza y la naturaleza del molde, la velocidad de enfriamiento queda determinada, de modo que la estructura sólo depende de la composición química. Esta composición viene dada, en primera aproximación, por los porcentajes de carbono y de silicio.

Figura 2-1. Diagrama de Maurer que permite estimar el efecto de la composición química sobre la estructura de piezas con 30 mm de espesor moldeadas en arena

Otra representación de contenido análogo que permite generalizar los resultados anteriores es, por ejemplo, la de Patterson y Doepp que aparece en la figura 2-2. Esta representación permite conocer cuál es la estructura que aparece en un redondo moldeado en arena en función de su diámetro y de la composición química medida por el parámetro empírico, N, que viene dado por la expresión:

N

· 4 § 5 ¸ Si.¨ 1 3 ¨© 3 C Si ¸¹

Mención aparte merecen los procedimientos que permiten estimar numéricamente el efecto de los factores que se consideran sobre la estructura de las fundiciones.

Uno de estos métodos que es aplicable a piezas moldeadas en arena es el debido a Girshovich. Para cuantificar la influencia de la velocidad de enfriamiento se emplea,



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en este caso, el espesor reducido o módulo de masividad, R, que se define como el cociente entre el volumen y la superficie de la pieza expresado en milímetros.

Figura 2-2. Diagrama de Patterson y Doepp

La contribución conjunta de velocidad de enfriamiento y composición química se evalúa por medio del parámetro P definido por la expresión:

P = %C(%Si + log R)

De acuerdo con los resultados experimentales, la relación entre la microestructura de la fundición y P es la que se recoge en la tabla 1 que aparece a continuación.

Tabla 2-1. Valores del parámetro P de la ecuación de Girshovich que corresponden a diferentes estructuras

P < 4,5 4,5 - 6 6 - 10 10 - 14 > 14

Fundición Fundición Fundición Fundición Fundición

Estructura blanca atruchada gris perlítica gris ferrito-perlítica gris ferrítica

408


408


3. FUNDICIONES BLANCAS

Las fundiciones blancas pueden clasificarse en hipoeutécticas, eutécticas e hipereutécticas en función de su microestructura, aunque las dos últimas carecen de aplicación industrial.

Las microestructuras de estas fundiciones vienen reflejadas en las micrografías 3-1, 3-2

y

3-3,

respectivamente.

Las

tres

microestructuras

contienen

ledeburita

transformada como microconstituyente matriz, constituida por granos de contornos redondeados, típicos de la morfología eutéctica, en los que sobre una matriz blanca de cementita destacan zonas negras de perlita. Las fundiciones blancas eutécticas sólo contienen en su microestructura la pseudoledeburita, mientras que las hipoeutécticas están formadas además por perlita como microconstituyente disperso. Por último, las fundiciones blancas hipereutécticas tienen como constituyente disperso la cementita primaria o proeutéctica, que solidifica en forma de grandes láminas o agujas blancas.

Micrografía 3-1. Fundición blanca hipoeutéctica. Ataque nital. (x 500)

La gran fragilidad, nulo alargamiento y baja resistencia mecánica a la tracción de las fundiciones blancas eutécticas e hipereutécticas, justifican la ausencia de aplicación industrial a pesar de la extraordinaria dureza que presentan (HB > 550; Rm < 90 MPa).

Por el contrario, las fundiciones blancas hipoeutécticas, aunque frágiles y de alargamiento nulo, son muy utilizadas en aplicaciones en las que se requiera una gran resistencia al desgaste sin grandes choques: trituradoras, placas de rozamiento, etc.



409

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Las propiedades mecánicas de estas fundiciones dependen de su contenido en carbono, disminuyendo la resistencia a la tracción de 170 MPa a 100 MPa cuando el carbono aumenta del 2,8 al 4% y aumentando, sin embargo, su dureza de 300 a 550 HB.

Micrografía 3-2. Fundición blanca eutéctica. Ataque nital. (x 500)

Micrografía 3-3. Fundición blanca hipereutéctica. Ataque nital. (x 500)

La resistencia a la compresión de las fundiciones blancas es muy superior a la resistencia a la tracción, siendo la diferencia tanto más acusada cuanto menor sea la de tracción. En general, puede suponerse: Rmc | (3 – 5) Rmt.

410

410



La contracción lineal de las fundiciones blancas es similar a la de los aceros, 1,2 a 2%, siendo la contracción volumétrica del orden del 4,4%.

Las composiciones de las fundiciones blancas hipoeutécticas suelen estar comprendidas entre los siguientes límites:

C: 2-4%; Si: 0,50-1,90%; Mn: 0,20-1,00%; P < 0,20%; S < 0,18%

La composición se elige en función de la dureza requerida y el espesor máximo de la pieza. La relación perlita / cementita en estas fundiciones define el compromiso entre la resistencia al choque y la resistencia al desgaste para una aplicación determinada.

Las llamadas “fundiciones blancas templadas” han tenido una gran aplicación en la fabricación de ruedas de ferrocarril y cilindros de laminación, aunque actualmente van siendo desplazadas por otras aleaciones.

Estas fundiciones se colaban en coquilla metálica y su composición química tenía una formulación capaz de dar fundición gris en el núcleo y una capa exterior de fundición blanca resultante del enfriamiento rápido. De esta forma mientras que el núcleo presentaba una resistencia mecánica adecuada, la periferia de alta dureza proporcionaba la resistencia al desgaste precisa.

Contenían un 3% de carbono y un 1% de silicio, con lo que podían obtenerse hasta 35 mm de capa dura.

Un fenómeno opuesto al “blanqueo”, obtención de fundición blanca en la periferia y fundición gris en el núcleo de piezas, es el llamado “temple invertido”. Ahora, mientras que la periferia tiene una estructura de fundición gris, el núcleo tiene zonas de fundición blanca. La explicación reside en la segregación del azufre que para contenidos altos, y bajo porcentaje de manganeso, forma FeS de gran poder blanqueante.



411

411

4. FUNDICIONES GRISES 4.1. Clasificación y microestructura

Anteriormente se ha caracterizado a las fundiciones grises por la ausencia de pseudoledeburita como microconstituyente y la aparición de grafito libre como fase dispersa. Las fundiciones grises se clasifican en función del tipo de matriz metálica que presentan: matriz hipereutectoide, perlítica o eutectoide, hipoeutectoide o ferríticoperlítica y, finalmente, ferrítica.

El tipo de matriz obtenida depende del contenido en carbono de la austenita a la llamada temperatura de paso, Tp, del diagrama estable al metaestable.

Si el contenido en carbono de la austenita es superior al del eutectoide del diagrama metaestable se obtienen matrices hipereutectoides; si es igual al del eutectoide matrices perlíticas; hipoeutectoides para contenidos en carbono intermedios entre el del eutectoide del diagrama metaestable y el eutectoide del estable y, por último, matrices ferríticas cuando el contenido en carbono de la austenita es igual al del eutectoide del diagrama estable.

En las figuras 4-1, 4-2 y 4-3 se representan los diagramas verticales de enfriamiento de fundiciones grises hipoeutécticas de matriz hipereutectoide, perlítica y ferríticoperlítica, respectivamente, mientras que la figura 4-4 corresponde al de una fundición gris hipereutéctica de matriz ferrítica, ya que este tipo de matriz se obtiene habitualmente del enfriamiento de las fundiciones grises hipereutécticas de alto carbono y silicio.

En estos diagramas, para simplificar, se han supuesto constantes las temperaturas de las reacciones eutéctica y eutectoide del diagrama estable, cuando realmente se trata de un intervalo de temperaturas por tratarse de equilibrios monovariantes en aleaciones ternarias Fe-C-Si (V = C+1-F = 3+1-3 = 1).

412

412



Dado que una fundición gris es en realidad una aleación ternaria Fe-C-Si, el contenido en carbono tanto del eutéctico como del eutectoide del diagrama estable depende fundamentalmente de los porcentajes de carbono y silicio de la fundición.

Pueden utilizarse las expresiones:

CE’ = 4,3 -

%Si

; Ce’ = 0,8 -

3

%Si 9

para obtener aproximadamente los porcentajes de carbono de los puntos eutéctico (E’) y eutectoide (e’) del diagrama estable, siendo CE = 4,3 y Ce = 0,8 los valores correspondientes al diagrama metaestable. Una mayor aproximación para CE’ puede obtenerse con la fórmula de Fletcher:

CE’ = 4,3-0,286 Si-0,387 P+0,048 (Mn-1,8 S)

donde los símbolos químicos representan el porcentaje en peso del elemento considerado.

Al ser el diagrama estable Fe-C un diagrama pseudobinario, obtenido para %Si = cte. del diagrama ternario Fe-C-Si, una fundición gris será hipoeutéctica, eutéctica o hipereutéctica en función del llamado “carbono equivalente” definido por la expresión:

C.E. = %C +

%Si

+

3

%P 3

que para contenidos bajos de fósforo puede aproximarse por:

C.E. = %C +

%Si 3

Una fundición gris será hipoeutéctica cuando el carbono equivalente sea menor que 4,3, si C.E. > 4,3 la fundición será hipereutéctica y, por último, cuando C.E. = 4,3 será eutéctica.



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Figura 4-1. Diagrama vertical de enfriamiento de una fundición gris hipoeutéctica de matriz hipereutectoide

Figura 4-2. Diagrama vertical de enfriamiento de una fundición gris hipoeutéctica de matriz perlítica

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Figura 4-3. Diagrama vertical de enfriamiento de una fundición gris hipoeutéctica de matriz ferrítico-perlítica

Figura 4-4. Diagrama vertical de enfriamiento de una fundición gris hipereutéctica de matriz ferrítica



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La microestructura de las fundiciones grises será la correspondiente a una matriz metálica, similar a la de los aceros, dependiente del contenido en carbono de la austenita a la temperatura de paso, y de una fase dispersa que es el grafito. El grafito en las fundiciones grises puede tener cuatro orígenes distintos: el grafito primario o proeutéctico, obtenido en las fundiciones hipereutécticas antes de TE’ , el grafito eutéctico obtenido a la temperatura TE’ , el llamado grafito secundario o proeutectoide proveniente de la segregación de la austenita entre las temperaturas TE’ y la temperatura de paso TP y, por último, el grafito eutectoide obtenido a Te’. Los grafitos proeutectoide y eutectoide engrosan el grafito eutéctico y son indistinguibles de aquél.

En resumen, una fundición gris hipereutéctica estará formada por la matriz metálica, el grafito primario y el grafito eutéctico, mientras que las fundiciones hipoeutécticas y eutécticas sólo contendrán grafito eutéctico y la matriz metálica.

Las morfologías más habituales que suele presentar el grafito en las fundiciones grises de mayor aplicación industrial se representan en la figura 4-5, aunque pueden aparecer otras morfologías, intencionadamente o no, más específicas: grafito compacto, grafito Widmannstätten, grafito estallado, grafito chunky, etc.

El grafito tipo A es el que interesa que aparezca en la mayor parte de las aplicaciones. Este grafito, llamado grafito laminar, está formado por el grafito que junto con la austenita forma el eutéctico anormal o divorciado que solidifica a la temperatura eutéctica del diagrama estable. Es un eutéctico anormal típico, dada la diferencia de temperaturas de fusión de las fases que lo componen y sus muy distintos porcentajes en peso relativos. Como se ha indicado anteriormente el grafito secundario segregado por la austenita en el enfriamiento posterior de la fundición engrosa las láminas eutécticas y es indistinguible de éstas.

Este tipo de grafito en láminas aparece en la mayor parte de las fundiciones grises hipoeutécticas coladas en arena.

Dada la importancia del tamaño de las láminas en la resistencia a la tracción de las fundiciones grises, el grafito tipo A se clasifica a su vez en ocho tallas, correspondiendo

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la talla 8 al grafito de longitud menor que 1,5 mm en la observación a 100 aumentos de la probeta en estado de pulido, mientras que la talla 1 corresponde a láminas superiores a 10 mm.

Figura 4-5. Formas del grafito habituales en las fundiciones grises (x 100). (ISO 945:1975)

Para una observación correcta del grafito es aconsejable efectuar varios ciclos consecutivos de pulido y ataque con nital, acabando siempre con un pulido; de esta forma se evita que al fluir el grafito durante el pulido enmascare su contorno real engrosándolo.

El grafito tipo B, llamado grafito en rosetas, aparece en fundiciones con carbono equivalente muy próximo al eutéctico que enfrían moderadamente rápido, por ejemplo, secciones estrechas o periferia de piezas gruesas. Este grafito representa una distribución menos uniforme que el grafito tipo A y por ello es más perjudicial que aquél para las características mecánicas.


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El grafito tipo C aparece en las fundiciones hipereutécticas y está formado por el grafito primario, que aparece en forma de grandes láminas o placas, y el grafito eutéctico tipo A con su forma laminar característica. Las grandes placas de grafito primario son muy perjudiciales para la resistencia a la tracción de la fundición, que además contiene un alto porcentaje de grafito libre, por lo que las aplicaciones industriales son escasas.

Los grafitos tipos D y E, conocidos como grafitos interdendríticos, aparecen en fundiciones de bajo carbono equivalente coladas desde alta temperatura o enfriadas rápidamente. El subenfriamiento conduce a una solidificación a temperatura inferior a TE’, tanto más baja cuanto mayor sea el sobrecalentamiento de la fundición o su velocidad de enfriamiento. Entre TE’ y la temperatura real de solidificación crecen las dendritas de la austenita y el líquido eutéctico ocupa los espacios interdendríticos, lo que justifica la morfología de este tipo de grafito.

El grafito tipo D se obtiene en piezas que no presentan gradientes térmicos acusados y que dan lugar a dendritas en forma de alvéolos elípticos o también cuándo la fundición contiene Ti,

mientras que el grafito tipo E aparece en piezas con

enfriamientos dirigidos en las que los gradientes térmicos conducen a dendritas alargadas y estrechas. Igual que en el caso del grafito en rosetas los grafitos tipos D y E reducen la homogeneidad de la estructura y disminuyen la resistencia a la tracción.

Las fundiciones sintéticas, obtenidas a partir de los elementos puros Fe, C y Si sin presencia

de

Mn,

P,

S,

etc.,

siempre

presentan

grafito

interdendrítico,

independientemente de su composición y temperatura de colada. En este caso, la ausencia de impurezas que actúen como gérmenes de nucleación del grafito, da lugar a la solidificación tardía de éste (grafito subenfriado). La adición de azufre a estas fundiciones sintéticas da lugar a la aparición de grafito tipo A, ya que la disminución por el azufre de la tensión superficial del líquido se traduce en una energía libre más favorable para la germinación.

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La clasificación correcta de una fundición gris debe considerar no sólo el tipo de matriz sino la forma del grafito, por la influencia que ésta tiene en sus características mecánicas, de ahí que se hable de fundiciones con grafito laminar y matriz perlítica, fundiciones con grafito en rosetas y matriz ferrítico-perlítica, fundiciones con grafito interdendrítico y matriz ferrítica, etc.

Las micrografías 4-1, 4-2 y 4-3 representan las fundiciones grises más habituales obtenidas en bruto de colada: fundición gris perlítica con grafito laminar, fundición gris ferrítico-perlítica con grafito laminar y fundición gris ferrítica hipereutéctica con grafito tipo C, respectivamente.

Micrografía 4-1. Fundición gris perlítica con grafito laminar. Ataque nital (x 1000)

Micrografía 4-2. Fundición gris ferrítico-perlítica con grafito laminar. Nital (x 500)



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Micrografía 4-3. Fundición gris ferrítica hipereutéctica con grafito tipo C. Nital (x 200)

4.2. Propiedades

Una fundición gris puede asimilarse a un material compuesto y sus propiedades mecánicas dependen, como en aquéllos, de las propiedades individuales de la matriz, de las de la carga, de la morfología y distribución de ésta y, por último, de los porcentajes relativos de la matriz y de la carga.

La expresión Rm (MPa) =

(500+600C) proporciona con aproximación suficiente la

resistencia a la tracción de las fundiciones grises hipoeutécticas, siendo

un

coeficiente variable entre 0,2 y 0,5 que depende del porcentaje de grafito libre, su tamaño y morfología, mientras que C es el tanto por ciento de carbono combinado que posee la matriz metálica. El valor de C es 0,8% para matriz perlítica y 0% para matriz ferrítica.

La resistencia a la tracción de las fundiciones grises variará entre 100 MPa ( =0,2; C=0%) para las fundiciones de matriz ferrítica y grafito tipo A de láminas gruesas, y los 490 MPa ( =0,5; C=0,8%) de las fundiciones perlíticas con láminas finas de grafito.

La geometría más favorable del grafito en las fundiciones grises es la de láminas finas, de pequeña longitud, separadas entre sí lo máximo posible y homogéneamente distribuidas, ya que los extremos de las láminas actúan como concentradores de tensiones. Esta morfología corresponde a las fundiciones con pequeño porcentaje de grafito libre, es decir, de bajo contenido en carbono, y grafito tipo A.

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En la figura 4-6 se representa la resistencia que puede obtenerse en redondos de diferente diámetro al variar el carbono equivalente.

Figura 4-6. Resistencia a la tracción de redondos de diferente diámetro con carbono equivalente variable

La resistencia a la compresión de las fundiciones grises es entre 2,5 y 5 veces superior a la resistencia a la tracción, siendo las deformaciones en compresión apreciables mientras que son prácticamente nulas en tracción.

En estas fundiciones no existe proporcionalidad entre tensiones y deformaciones, es decir, no presentan periodo ni límite elástico en el ensayo de tracción.

La figura 4-7 representa la curva de tracción característica de una fundición gris de 200 MPa de resistencia.



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Figura 4-7. Diagrama de tracción de una fundición gris de 200 MPa de resistencia

El módulo elástico, relación entre carga y deformación producida, se suele definir para las fundiciones grises como el correspondiente al 75% de la carga de rotura. Para la fundición de la figura 4-7, el módulo elástico sería:

E=

0,75·200 = 1503 = 75000 MPa 0,2·102 2·10

En general, las fundiciones grises tienen módulos elásticos entre 65000 y 170000 MPa, es decir, su valor no es constante como en los aceros (210000 MPa) y disminuye al aumentar la carga.

La resistencia a la flexión es intermedia entre la resistencia a la tracción y a la compresión, ya que en estos ensayos parte de la probeta está sometida a tracción y el resto a compresión.

El grafito no afecta significativamente a la dureza de las fundiciones grises, siendo prácticamente la de la matriz. La dureza de la ferrita en las fundiciones grises es superior a la de los aceros, debido al efecto endurecedor del silicio. Son normales resistencias de 450 MPa y durezas de 120 HB para la ferrita con 1,5-2,5%Si, mientras que para los aceros los valores normales son de 300 MPa y 90 HB, respectivamente.

La dureza de las fundiciones grises oscila entre los 120 HB de las ferríticas a los 260 HB de las perlíticas.

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Una característica importante de las fundiciones es que, debido a las discontinuidades que suponen las láminas de grafito, son poco sensibles a los concentradores de tensiones, por lo que no son tan críticos los defectos superficiales (ángulos vivos, entallas, etc.) para la rotura como en el caso de los aceros.

Igualmente, las láminas de grafito justifican la gran capacidad de amortiguación de las fundiciones, muy superior a la del acero, de ahí su empleo generalizado en la fabricación de bancadas de máquinas, cuerpos de motores, etc.

El grafito libre mejora la mecanizabilidad de las fundiciones, rompiendo la continuidad de la viruta. Las fundiciones que presentan mejor aptitud para el mecanizado son las de matriz hipoeutectoide o ferrítica.

La resistencia al desgaste de las fundiciones grises es excelente para su nivel de dureza, siendo su comportamiento similar al de aceros tratados con durezas muy superiores. La fundición perlítica es la que presenta una mayor resistencia al desgaste, reduciendo la ferrita considerablemente dicha resistencia.

En el desgaste por fricción la presencia del grafito libre mejora la lubrificación reduciendo el coeficiente de rozamiento y, por tanto, el desgaste. En estos casos es importante el tamaño y forma del grafito, dando los mejores resultados láminas grandes del tipo A. El peor resultado se obtiene con los grafitos interdendríticos, siendo los grafitos B y C intermedios a dichos efectos.

Siendo las láminas de grafito discontinuidades en la matriz metálica, equivalentes a auténticas grietas en la fundición, ésta resulta un material poroso a los gases oxidantes que es la atmósfera existente en la mayor parte de los hornos industriales. El trabajo continuado, o intermitente, a temperaturas del orden de los 800ºC, da lugar a la precipitación de grafito y a la oxidación interna de la fundición. Ambos fenómenos transcurren con un aumento de volumen, que puede alcanzar hasta el 25%, conocido como “hinchamiento de la fundición”. Es conveniente en estos casos que la fundición presente matriz ferrítica y que el grafito sea lo más fino posible.


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La baja densidad del grafito (2,24 g/cm3) con respecto a la del hierro (7,8 g/cm3) da lugar a una menor contracción de solidificación de las fundiciones grises con respecto a las blancas y al acero. Mientras que la contracción volumétrica del acero es del 5,2% y 4,4% la de las fundiciones blancas, la de las fundiciones grises es de sólo un 2,1%. En cuanto a las contracciones lineales, la del acero es del 1,5-2%, la de la fundición blanca es 1,2-2% y la de la gris es de 0,7-1,3%. Esta menor contracción de las fundiciones grises se traduce en una mayor aptitud para el conformado por moldeo y colada, dando lugar a piezas más sanas que precisan menos mazarotaje y presentan menor número de defectos que las obtenidas con los otros tipos de aleaciones férreas.

Por último, la resistencia a la corrosión por agua o atmosférica, incluso en ambientes marinos, de las fundiciones grises, es muy superior a la de los aceros comunes, siendo la pérdida de peso mitad de la de aquéllos. Esta resistencia a la corrosión

es

consecuencia

del

grafito

libre,

siendo

las

fundiciones

grises

hipereutécticas las que presentan un mejor comportamiento.

4.3. Fundiciones perlíticas de alta resistencia

Las fundiciones de matriz perlítica con grafito laminar fino y bien distribuido son, como ya se ha visto, las que presentan mayor resistencia a la tracción.

Las fundiciones blancas, atruchadas y grises de matriz hipereutectoide, aún siendo de mayor dureza, tienen menor resistencia. Las fundiciones grises de matriz hipoeutectoide y ferríticas, además de una menor dureza, también tienen menor resistencia que las perlíticas.

Las fundiciones grises perlíticas no aleadas son difíciles de obtener en la práctica, pues con frecuencia aparecen zonas blancas o atruchadas en secciones estrechas que dificultan el mecanizado y disminuyen la resistencia a la tracción. Esta tendencia se conoce como sensibilidad al espesor de la fundición. La sensibilidad al espesor, para una composición química determinada, suele determinarse colando una pieza de morfología similar a la mostrada en la figura 4-8.

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Figura 4-8. Probeta para determinar la sensibilidad al espesor de las fundiciones grises

Habitualmente, la composición química de la fundición para obtener matriz perlítica, sin problemas de blanqueo, responde a formulaciones como las siguientes: x

Espesor menor que 25 mm: C=3,25% ; Si=2,25% ; Mn=0,50% ; P<0,25% ; S<0,10%

x

Espesor entre 25-50 mm: C=3,25% ; Si=1,75% ; Mn=0,50% ; P<0,25% ; S<0,10%

x

Espesor mayor que 50 mm: C=3,25% ; Si=1,25% ; Mn=0,50% ; P<0,25% ; S<0,10%

La resistencia que se obtiene para estas fundiciones perlíticas es de 200-250 MPa y durezas comprendidas entre 180-250 HB. Para durezas inferiores a 180 HB aparece ferrita en la matriz y para superiores a 250 HB aparece cementita proeutectoide, disminuyendo en ambos casos la resistencia con respecto a la fundición perlítica.

Cuando se quieren obtener valores elevados de resistencia mecánica (250-350 MPa) con fundiciones grises perlíticas, no aleadas, se emplean las llamadas fundiciones aceradas, el sobrecalentamiento y la inoculación de la fundición.

Las fundiciones aceradas son aquéllas que contienen bajos contenidos de carbono y silicio (3%C-1%Si) y, por tanto, presentan un pequeño porcentaje de grafito libre. La disminución de la colabilidad de estas fundiciones, por su mayor punto de fusión, se contrarresta precalentando los moldes de arena, a temperaturas entre 100º y 500ºC,



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antes de la colada. De esta forma disminuye la velocidad de enfriamiento reduciéndose la tendencia al blanqueo, y se aumenta la colabilidad.

El sobrecalentamiento de la fundición líquida, aumento de la temperatura de colada hasta los 1500º-1550ºC, permite aumentar la resistencia a la tracción de las fundiciones perlíticas con carbono equivalente bajo, pero no debe sobrepasarse dicha temperatura para evitar la aparición de grafito interdendrítico, lo que se traduce en una disminución de la resistencia.

La inoculación de la fundición consiste en añadir a la fundición líquida sobrecalentada, en la cuchara de colada, pequeñas cantidades de aleaciones grafitizantes y desoxidantes. Estas adiciones suelen ser Fe-Si, Si-Ca, cerio, mezclas de óxidos de tierras raras (michmetal), etc.

La inoculación sólo se emplea para fundiciones de carbono equivalente bajo (3,23,8%) y permite obtener fundiciones perlíticas con resistencias entre 300-350 MPa, exentas de zonas blancas o atruchadas incluso para espesores pequeños y con una gran regularidad de resultados. La inoculación evita el subenfriamiento y la aparición del pernicioso grafito interdendrítico.

Una fundición con 3,71% de carbono equivalente (3%C – 2,13%Si) en la que todo el silicio se encuentra en la carga proporciona 260 MPa de resistencia, mientras que si el 15% del silicio total se añade en la cuchara (0,32%) aquélla aumenta hasta 340 MPa.

Las fundiciones grises perlíticas inoculadas de alta resistencia tienen gran aplicación industrial: ruedas dentadas, tambores de frenos, cilindros de máquinas de vapor, segmentos, camisas de cilindros, pistones, tubos, etc.

Las fundiciones grises ferrítico-perlíticas y ferríticas, de mucha menor resistencia mecánica, se reservan para piezas de pequeña responsabilidad, con gran trabajo de mecanizado y en las que son precisas una colabilidad alta y que, sin embargo, no requieren una resistencia mecánica elevada: bancadas, grandes piezas de maquinaria, etc.

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5. FUNDICIONES ATRUCHADAS La microestructura de una fundición atruchada hipoeutéctica se representa en la micrografía 5-1. La microestructura es similar a la de una fundición blanca hipoeutéctica (perlita y pseudoledeburita) pero con láminas de grafito eutéctico.

Las fundiciones atruchadas son duras, frágiles, difíciles de mecanizar y de menor resistencia mecánica que las fundiciones grises de matriz eutectoide o perlítica. Habitualmente aparecen de forma no intencionada en la periferia o en zonas de pequeña sección de piezas coladas en arena que deberían tener estructura de fundición gris perlítica. Sin embargo, otras veces la aparición en ciertas zonas superficiales de piezas de fundición atruchada es intencionada. Este es el caso de piezas que deben poseer en dichas zonas una dureza alta para mejorar la resistencia al desgaste y que, sin embargo, requieren la resistencia de la fundición gris perlítica. Un ejemplo característico son las correderas de las bancadas de máquinasherramienta, que se obtienen de fundición atruchada disponiendo enfriadores metálicos próximos a las zonas adecuadas del molde de arena. De esta forma, con una composición química propia de la fundición gris perlítica, pueden obtenerse zonas atruchadas al aumentar la velocidad de enfriamiento selectivamente.

Micrografía 5-1. Microestructura de una fundición atruchada. Ataque nital (x 500)



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La dureza de las fundiciones atruchadas varía entre 250 y 360 HB, siendo su resistencia a la tracción de 200-250 MPa, mientras que la resistencia a la compresión puede aproximarse por:

Rmc

3 Rmt

La resiliencia y alargamiento de estas fundiciones es, igual que en el caso de las blancas, prácticamente nula.

6. TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE LAS FUNDICIONES Los tratamientos térmicos que se aplican a las fundiciones son el recocido de eliminación de tensiones, el recocido de ferritización, el recocido de ablandamiento, el normalizado, el temple y revenido y el temple superficial, aunque no se estudian estos dos últimos por su pequeña implantación industrial.

A continuación se estudian dichos tratamientos separadamente.

6.1. Recocido de eliminación de tensiones

El recocido de eliminación de tensiones se aplica a piezas de fundición gris, en estado bruto de colada, que tengan morfologías complicadas o que deban quedar con tolerancias dimensionales muy precisas tras el mecanizado.

El tratamiento consiste en un calentamiento lento a temperaturas entre 500º-570ºC con mantenimiento variable en función del espesor máximo (una hora por pulgada). La velocidad de enfriamiento debe ser del orden de 30º-60ºC/h que corresponde a enfriamientos en el horno.

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Este tratamiento no afecta a las características mecánicas de la fundición ni altera su microestructura.

6.2. Recocido de ferritización

Este recocido se utiliza en el caso de piezas fundidas de matriz perlítica o ferríticoperlítica que deban sufrir importantes mecanizados, para lo que interesa tener la mínima dureza correspondiente a la matriz ferrítica. Si se requiere para la pieza una vez mecanizada la resistencia a la tracción de la matriz perlítica, puede darse posteriormente el tratamiento de normalizado que se describe más adelante.

El recocido de ferritización consiste en un mantenimiento adecuado a la temperatura de 760ºC, poco superior a las del intervalo de temperaturas de la reacción eutectoide (720º-740ºC). En la estancia isoterma la perlita se transforma en austenita y grafito. Un enfriamiento lento de la austenita (15ºC/h) al atravesar las temperaturas de la reacción eutectoide, y enfriamiento al aire desde los 650º-600ºC, conduce a una microestructura de ferrita y grafito laminar de mínima dureza y resistencia.

Este recocido de ferritización es el tratamiento usual para obtener fundiciones grises hipoeutécticas con matriz ferrítica y grafito laminar tipo A, a partir de fundiciones también hipoeutécticas con matriz perlítica o hipoeutectoide, pues matrices ferríticas en bruto de colada sólo se obtienen con fundiciones hipereutécticas que dan lugar a grafito tipo C, o bien con fundiciones hipoeutécticas subenfriadas con grafito interdendrítico. Estos dos tipos de fundiciones ferríticas tienen resistencia mecánica muy inferior a la fundición hipoeutéctica ferrítica con grafito laminar: 80-120 MPa para las de grafito tipo C e interdendrítico y 120-180 MPa para las de grafito laminar.

La micrografía 6-1 representa la microestructura de una fundición gris ferrítica hipoeutéctica con grafito laminar obtenida por recocido ferritizante. Nótese la menor cantidad de grafito que presenta con respecto a la fundición gris ferrítica hipereutéctica con grafito tipo C obtenida en bruto de colada (micrografía 4-6), y cómo ahora se revelan los bordes de grano ferríticos que el ataque con nital no revelaba al tratarse de ferrita con alto contenido en silicio típica de la fundición hipereutéctica.



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Micrografía 6-1. Fundición gris ferrítica hipoeutéctica obtenida por recocido ferritizante. Ataque nital (x 100)

6.3. Recocido de ablandamiento

Este tipo de recocido se aplica a fundiciones grises perlíticas que en ciertas zonas presentan, no intencionadamente, estructuras atruchadas por su mayor velocidad de enfriamiento. Cuando ocurre pueden calentarse las piezas hasta temperaturas próximas a los 900ºC y, tras mantenimiento variable en función del espesor de las piezas y de la composición química de la fundición, se enfrían en horno hasta los 760ºC para evitar la precipitación de cementita proeutectoide y se sacan posteriormente al aire.

Este tratamiento permite descomponer la cementita, a la temperatura de 900ºC, en austenita y grafito desapareciendo la ledeburita. Durante el enfriamiento lento hasta los 760ºC la fundición evoluciona según el diagrama estable segregando grafito la austenita, y en el enfriamiento al aire la austenita se transforma en perlita.

Como resultado del tratamiento se obtiene una microestructura formada por perlita y grafito laminar correspondiente a una fundición gris de matriz perlítica, que exenta de zonas atruchadas es fácilmente mecanizable y posee mayor resistencia y tenacidad.

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6.4. Normalizado

Cuando se obtienen piezas de fundición que en bruto de colada presentan zonas ferrítico-perlíticas o ferríticas en secciones gruesas, e interesa tener la máxima resistencia correspondiente a la matriz perlítica, se normaliza la fundición.

El normalizado es un calentamiento a temperaturas de 800º-900ºC y un enfriamiento al aire. De esta forma la austenita al atravesar la zona de temperaturas eutectoide se transforma en perlita.

La velocidad del enfriamiento en el intervalo de temperaturas eutectoide determina el tipo de matriz obtenida para la fundición. Velocidades de enfriamiento en horno de 10º-20ºC/h conducen a matrices ferríticas, ferrítico-perlíticas para velocidades más altas y perlíticas para enfriamientos al aire en calma. Enfriamientos en aire forzado, aceite, baños de sales, etc., proporcionan matrices hipereutectoides, sorbíticas, bainíticas, etc., de mayor dureza y resistencia al desgaste que las perlíticas


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CAPÍTULO 22: FUNDICIONES ESPECIALES

22. FUNDICIONES ESPECIALES 1.

INTRODUCCIÓN.

CLASIFICACIÓN

DE

LAS

FUNDICIONES

ESPECIALES En el capítulo anterior se han estudiado las fundiciones blancas, atruchadas y grises estableciendo las diferencias microestructurales entre ellas, que justifican sus distintas propiedades y aplicaciones.

En el caso de las fundiciones grises, sin duda las de mayor aplicación industrial, se estableció que su resistencia a la tracción podía expresarse, aproximadamente, por una relación del tipo Rm= (500+600C), con

variable entre 0,2 y 0,5 dependiendo de la

cantidad y morfología del grafito, mientras que C era el carbono combinado de la fundición.

La fórmula anterior muestra que para aumentar la resistencia a la tracción de las fundiciones grises es preferible actuar sobre , es decir, interesa más actuar sobre la geometría del grafito que sobre la estructura de la matriz.

Precisamente este es el criterio al que responden las llamadas fundiciones con grafito modificado, en las que el grafito adopta, bien por tratamiento térmico, bien directamente en estado de bruto de colada, formas redondeadas con objeto de reducir el efecto de concentrador de tensiones que supone el grafito laminar.

De esta forma es posible no sólo incrementar la resistencia a la tracción, sino obtener alargamientos impensables en las fundiciones grises corrientes. Estas fundiciones permiten alcanzar en piezas de pequeño espesor, imposibles de fundir en acero por su baja colabilidad, resistencias mecánicas y alargamientos similares a las de los aceros al carbono de construcción, sustituyendo a aquéllos en multitud de aplicaciones, fundamentalmente en la industria del automóvil.

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Las fundiciones con grafito modificado pueden clasificarse de la siguiente forma: x

Fundiciones con grafito modificado por tratamiento térmico. o Fundición maleable negra o Fundición maleable blanca o Fundición con grafito difuso

x

Fundiciones con grafito modificado en estado de bruto de colada. o Fundición esferoidal o Fundición ADI (Austempered Ductile Iron) o Fundición Centra-Steel

Posteriormente se estudian exclusivamente la fundición maleable negra y la fundición esferoidal que son las de mayor importancia industrial.

Otro tipo de fundiciones especiales de mayor complejidad son las llamadas fundiciones aleadas. En éstas se actúa fundamentalmente sobre la matriz para conferir o una mayor resistencia mecánica o, lo que es más habitual, propiedades como la resistencia al desgaste, resistencia a la oxidación a alta temperatura, a la corrosión, etc.

Estas fundiciones se clasifican en función de si tienen o no grafito libre y del tipo de matriz: x

Fundiciones grises aleadas: de matriz ferrítica, perlítica, bainítica, martensítica, o austenítica.

x

Fundiciones blancas aleadas: de matriz martensítica o ferrítica.

Las fundiciones aleadas no se estudiarán por tratarse de aleaciones más especializadas.


Fundiciones Especiales.

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2. FUNDICIONES CON GRAFITO MODIFICADO 2.1. Fundición maleable negra

Esta fundición, llamada habitualmente también fundición maleable “americana”, se fabricó por primera vez en Newark (USA) en 1820 por Seth Boyden.

Para la fabricación de estas fundiciones se emplean composiciones químicas que conducen, en bruto de colada, a fundición blanca hipoeutéctica:

2,10-2,75%C; 0,80-1,50%Si; Mn 1,7·%S+0,15%; S<0,20%; P<0,15%; C+Si=3,5%

Una vez obtenidas las piezas se calientan en atmósfera neutra a temperaturas de 870º-950ºC durante 8-30 h, dependiendo del espesor de la pieza, composición química, temperatura de colada, etc., siendo los valores usuales de 8-15 h. Durante este recocido, llamado recocido de maleabilización grafitizante, se descompone totalmente la cementita obteniéndose una estructura de grafito y austenita.

Este grafito tiene apariencia nodular, masas de contorno más o menos redondeado y tamaño variable, aunque habitualmente de diámetros próximos a 50 μm. Este grafito nodular es cristalográficamente similar al grafito laminar, aunque al formarse estando la aleación en estado sólido su crecimiento es marcadamente radial. El contorno de los nódulos está muy influido por los contenidos de manganeso y azufre, pues mientras el manganeso proporciona nódulos muy irregulares, el azufre favorece la esferoidización.

Una vez producida la grafitización se enfría en el horno rápidamente hasta 760ºC, temperatura a la que pueden sacarse al aire las piezas obteniendo una matriz perlítica.

A veces, dependiendo del tamaño y morfología de las piezas, pueden sacarse al aire desde la temperatura de grafitización obteniendo una matriz igualmente perlítica.

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Si se desea obtener matriz ferrítica, por su mayor alargamiento y mecanizabilidad, puede desde 760ºC enfriarse muy lentamente a razón de 5-10ºC/h hasta los 710ºC, sacándose posteriormente al aire.

Otras veces para obtener matrices ferríticas es más interesante para la práctica industrial operar con dos hornos, uno para la grafitización primaria a 900ºC y otro para la grafitización secundaria a 720ºC. Las piezas tras estancias de 8-15 h en el horno de alta temperatura se pasan directamente al de baja.

La presencia del grafito libre en forma de nódulos es responsable del aspecto negruzco de la fractura de estas fundiciones maleables, y de ahí su denominación.

El tiempo necesario para la grafitización depende de la velocidad de grafitización y, por tanto, de la temperatura de grafitización y del número de núcleos de grafitización existentes. Para una temperatura fija la velocidad de grafitización es proporcional a la raíz cuadrada del número de núcleos por unidad de superficie, por lo que es conveniente aumentar el número de núcleos aumentando el contenido de elementos grafitizantes, particularmente el silicio. Existe un valor de compromiso entre el contenido mínimo de silicio que conduciría a recocidos antieconómicos de larga duración, y el contenido máximo que conduciría a la obtención de grafito laminar en la solidificación.

Elementos como el bismuto o teluro, adicionados en cuchara, suprimen la grafitización durante la solidificación, permitiendo obtener como blancas fundiciones que potencialmente eran atruchadas o grises por su alto contenido en silicio. Cuando se opera de esta forma es necesario añadir, junto al Bi y Te, una pequeña cantidad de boro que restituye la acción grafitizante del Si a temperaturas inferiores a la de solidificación. Las adiciones necesarias tanto de Bi, Te como B son del orden del 0,03%.

El número de núcleos también aumenta con la temperatura de sobrecalentamiento del metal líquido, por lo que es aconsejable colar a temperaturas altas del orden de los 1500º-1550ºC. Igualmente una mayor velocidad de calentamiento en el recocido hasta



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la temperatura de grafitización aumenta el número de núcleos, lo que justifica que las piezas pequeñas requieran recocidos mucho más cortos que las grandes.

La matriz de la fundición maleable negra perlítica para piezas estrechas es enteramente perlítica, mientras que para piezas de un cierto espesor se obtienen lagunas ferríticas orlando los nódulos de grafito, conocidas como “ojos de buey”, consecuencia de la llamada ferritización directa de la austenita. Esta ferritización tiene su origen en la difusión del carbono de la austenita que precipita sobre los nódulos de grafito, empobreciéndose aquélla en carbono y transformándose en ferrita a temperatura ambiente.

Si se quiere obtener una matriz perlítica exenta de “ojos de buey”, que disminuyen la resistencia mecánica, puede normalizarse la fundición maleable negra enfriándola al aire tras calentamiento a 800ºC. La micrografía 2-1 muestra una fundición maleable perlítica exenta de ojos de buey y la 2-2 una maleable ferrítica.

Micrografía 2-1. Fundición maleable perlítica. Ataque nital (x200)

Realmente, como en el caso de la fundición gris, la matriz de la fundición maleable depende de la velocidad de enfriamiento en el intervalo eutectoide de temperaturas, por ello, para velocidades crecientes, se obtienen matrices ferríticas, ferrítico-perlíticas, perlíticas, sorbíticas, bainíticas y, finalmente, martensíticas.

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Las propiedades mecánicas de las fundiciones maleables perlíticas y ferríticas son las siguientes:

Perlítica:

Rm=450-700 MPa; RP=270-530 MPa; A=6-2%; HB=150-290

Ferrítica:

Rm=300-350 MPa; RP=190-200 MPa; A= 12-6%; HB=130-150

Micrografía 2-2. Fundición maleable ferrítica. Ataque nital (x500)

Las fundiciones maleables negras presentan, a diferencia de las fundiciones grises, alargamiento y límite elástico, siendo muy empleadas en la fabricación de piezas de automóvil de formas complicadas difíciles de obtener por forja o mecanizado, que requieran alargamiento y aceptable resistencia mecánica. Se prefieren las maleables negras perlíticas cuando se precisa resistencia al desgaste o un mayor nivel de resistencia mecánica o de resistencia a la fatiga, reservándose las ferríticas para aplicaciones que exijan alta tenacidad.

2.2. Fundición esferoidal

Las fundiciones esferoidales o dúctiles, muchas veces llamadas impropiamente nodulares, fueron obtenidas por primera vez por Morrogh y Williams en 1948 mediante la adición de cerio primero y luego de Fe-Si al baño líquido. Precisamente el que se llame muchas veces a estas fundiciones nodulares en vez de esferoidales, viene de los propios Morrogh y Williams que denominaron así al grafito en el artículo de



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presentación de sus trabajos: “The production of nodular graphite structures in cast iron”. Journal Iron and Steel Institute.

Actualmente se ha generalizado el empleo del magnesio como sustituto del cerio por los mejores resultados que se obtienen y las menores exigencias de composición química que se precisan en su fabricación.

Como resultado de la adición se obtiene en bruto de colada un grafito esferoidal que en la observación microscópica se revela con formas circulares. Habitualmente el diámetro de estas formas circulares es menor que el correspondiente a los nódulos de la fundición maleable negra.

La adición del Mg se realiza con aleaciones tipo Ni-Mg, Fe-Si-Ni-Mg, Fe-Si-Cu-Mg, etc., que evitan las proyecciones que se producen si se añade el Mg directamente al baño. Si la aleación contiene Si se evita la inoculación posterior con Fe-Si.

La composición de la fundición puede ser variable, aunque suelen utilizarse contenidos en C y Si más altos que el de las fundiciones grises laminares, siendo habituales carbonos equivalentes de 4,3-4,8%. El contenido en azufre debe ser inferior a 0,02% para evitar la pérdida de Mg en forma de MgS, dada su actividad como desulfurante, aconsejándose que el Mg residual sea de, al menos, un 0,04%.

El Mg es un elemento blanqueante y de ahí la necesidad de la adición posterior de Fe-Si para restituir el poder grafitizante del líquido. El silicio debe ser un 1% superior, a igualdad de espesor, al necesario para obtener una fundición gris con grafito laminar. Al aumentar el contenido de silicio disminuye el tamaño de los esferoides de grafito, pues aumenta el número de núcleos, pero la fundición al tiempo se fragiliza al aumentar la dureza de la ferrita por la mayor cantidad de silicio disuelto.

Mientras que en las fundiciones grises con grafito laminar se desarrolla en contacto con el líquido y la austenita, el grafito esferoidal se desarrolla en el interior de los granos austeníticos, sin contacto con el líquido, mediante difusión del carbono desde la fase líquida hasta el cristal de grafito a través de la austenita. Una velocidad de difusión

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constante a través de la austenita homogénea conduce a un crecimiento radial uniforme que engendra la forma esferoidal.

La figura 2.1 muestra esquemáticamente el crecimiento del grafito laminar y esferoidal en una fundición hipoeutéctica.

Figura 2.1. Crecimiento del grafito laminar y esferoidal en una fundición hipoeutéctica

La microestructura de las fundiciones esferoidales en bruto de colada es perlítica o ferrito-perlítica, estando las esferas de grafito rodeadas por zonas ferríticas (ojos de buey) consecuencia, como en las fundiciones maleables negras, de la ferritización directa de la austenita empobrecida en carbono. Para obtener una estructura completamente perlítica, exenta de ojos de buey, de mayor resistencia mecánica e igual alargamiento, puede normalizarse la fundición calentando a 875º-925ºC con enfriamiento al aire.

Las características mecánicas de las fundiciones esferoidales perlíticas son las siguientes:

Rm=650-1000 MPa; RP=450-700 MPa; A=5-3%

Puede globulizarse la perlita por tratamiento subcrítico a 600º-675ºC durante 4 h, que aumenta la tenacidad.



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Para obtener una matriz ferrítica, de máximo alargamiento, se efectúa un recocido de ferritización: calentamiento a 900ºC durante 3 h, enfriamiento rápido en horno hasta 720ºC y mantenimiento de 4 h, seguido de enfriamiento lento a 15ºC/h hasta 680º700ºC y enfriamiento posterior al aire.

Este tratamiento con estancia isoterma a 720ºC puede sustituirse por un enfriamiento lento desde los 900ºC hasta los 680º-700ºC a velocidad de 15ºC/h.

Por último, puede emplearse un tratamiento de recocido subcrítico a 680º-700ºC de larga duración, aunque es mucho menos empleado que los anteriores.

La fundición ferrítica tiene las siguientes características mecánicas:

Rm=500-600 MPa; RP=350-400 MPa; A=20-18%

Es posible también obtener matriz ferrítica en bruto de colada, aumentando el contenido en carbono y silicio, pero son poco utilizadas debido a su mayor dureza y su menor alargamiento y resistencia mecánica, debido al mayor contenido en carbono y la presencia de numerosas esferas imperfectas de grafito.

Las fundiciones esferoidales son muy apreciadas por su alta colabilidad, facilidad de mecanización, tener límite elástico, etc. Son materiales competitivos del acero siendo su resistencia a la tracción sólo un 20% inferior a la resistencia a la compresión, mostrando correlación como los aceros entre la dureza y resistencia, correlación inexistente en las fundiciones grises laminares. Por el contrario, las fundiciones esferoidales muestran una capacidad para amortiguar las vibraciones muy inferior al de las fundiciones grises con grafito laminar.

Las fundiciones esferoidales presentan numerosas aplicaciones: árboles de levas, cigüeñales, matrices, engranajes, cilindros de laminación, tambores de freno, etc.

Las micrografías 2-3 y 2-4 muestran la microestructura de una fundición esferoidal perlítica y otra esferoidal ferrítica, obtenidas por normalizado y recocido de ferritización,

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respectivamente,

de

la

microestructura

representada

en

la

micrografía

2-5,

correspondiente a la fundición esferoidal en bruto de colada: grafito esferoidal orlado por ojos de buey y matriz perlítica.

Micrografía 2-3. Fundición esferoidal perlítica. Ataque nital (x400)

Micrografía 2-4. Fundición esferoidal ferrítica. Ataque nital (x400)



Micrografía 2-5. Fundición esferoidal en bruto de colada. Ataque nital (x1000) .

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Ingeniería y ciencia de los materiales metalicos

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