ingeniería y ciencia de los materiales metalicos

7/26/2019 Ingeniería y ciencia de los materiales metalicos

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Ingeniería y Ciencia

de los MaterialesMetálicos



Ingeniería y Ciencia

de los MaterialesMetálicos

Víctor M. Blázquez Martínez · Vicente Lorenzo Esteban

Benito del Río López

D XTRAEDITORIAL



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© Víctor M. Blázquez Martínez, Vicente Lorenzo Esteban,

Benito del Río López

© Sección de Publicaciones de la Escuela Técnica

Superior de Ingenieros Industriales.

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© Dextra Editorial S.L.

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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 443

ÍNDICECAPÍTULO 1. CRISTALOGRAFÍA 1

1. INTRODUCCIÓN

2. SÓLIDOS CRISTALINOS3. 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. CONSTRUCCIÓN5. 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 TRACCIÓN3. 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 197

1. EL MICROCONSTOTUYENTE AUSTENITA

2. DESCOMPOSICIÓN ISOTÉRMICA DE LA AUSTENITA

3. TRANSFORMACIONES Ar’

4. TRANSFORMACIONES Ar’’

5. TRANSFORMACIONES Ar’’’



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 TEMPLE5. 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 275

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



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 379

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



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




CAPÍTULO 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 regularen 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

1. CRISTALOGRAFÍA

1



2 CAPÍTULO 1: CRISTALOGRAFÍA

los parámetros son las longitudes de sus aristas, a, b y c y los ángulos que forman

entre ellas, , y .

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

Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.2




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 centranlas 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

3




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:

43a

r ;3ar 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 (234 r 3) y el volumen total es

a3, de modo que se llega a:

68,083

a

r 34

2compacidad

3

3

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.





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, r IM, que se puede determinar a partir de cálculos geométricos basados en elmodelo 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

r IM = 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, r Im,

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 r Im = 0,155 r. Estos intersticios se encuentran en el centro de las caras y de las aristasde 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

5




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.

2 2

IM IM

Im Im

AM r r (a / 2) (a / 4) r 0,291r

a 2(r r ) r 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 y 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





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:

323a10023,6

atómicopesox)celdilla/átomos(d

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.

7




El radio atómico resulta ser: 4r = a 2; r = a 2/4. Una vez que se conoce el

parámetro de la red y el número de iones por celdilla, es inmediato obtener la

compacidad:

74,023a

r 34

4compacidad

3

3

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 r IM = 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 41,0r 2/ar r IMIM r 225,0r 4/a3r r ImIm

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 r Im = 0,225 r y su





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 , 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, seconcluye 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 .

9




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:

74,023ca23a216

r 346

compacidad3

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 3-

6(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 máximaeficiencia 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





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 r IM = 0,41 r y 12 intersticios tetraédricos

con radio r Im = 0,225 r.

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

11




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:

Metal Be Ti Co Mg Zn Cdc/a 1,581 1,586 1,622 1,623 1,861 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 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 la necesidad 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





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.

13




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:

222hkl

lkh

ad

En ocasiones puede resultar de interés referirse a todas las familias de planos conla 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 yescribiendo 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 <hkl>.

En sistemas cúbicos una dirección perpendicular a un plano tiene idénticos índices

de Miller que aquél, es decir: [hkl] (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).





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:

U = 1, V = 0, h = 2/3, k = -1/3, i = -1/3 [2 1 10]

Por simetría: eje k [ 12 10] y eje i [ 1120]

Para la dirección r: U = 1/2 V =1, h = 0, k = 1/2, i = -1/2 [01 10]

Y para la s: U = -1, V = -1/2, h = -1/2, k = 0, i = 1/2 [ 1010]

En el sistema H.C. un plano y una dirección perpendiculares entre sí no tieneniguales índices pues ca.

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

15




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:

contienen a todos los átomos del cristal

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.





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 correspondiente a las difracciones del plano (hkl) está

relacionado con la distancia interplanar por medio de la ley de Bragg:

17




n = 2 dhkl sen

donde n es el orden de la difracción y 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





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 elmismo 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 seencuentran los planos compactos o los más densos.

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

Sistema

cristalino

Dirección de

deslizamiento

Plano de

deslizamiento

Número de sistemas de

deslizamiento

C.C. <111>{110}{112}

{123}

6x2=12

12x1=12

24x1=24

Total: 48

C.C.C. <110> {111} 4x3=12

H.C. <11 20> {0002} 1x3=3

19




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 enque 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.





{123} {112}

Figura 4-7. Planos cristalográficos del sistema C.C., distintos del {110}, conteniendo

la dirección compacta <111>

21




CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALESMETÁLICOS

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:

Defectos puntuales

Defectos lineales

Defectos superficiales

2. DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS

23



24 CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS

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 puntualespueden 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

Vacantes

Intersticiales

Defecto de Frenkel





Átomos extraños

Sustitucionales

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:

kt/Evvenn

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 lastemperaturas 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

Defectos en Cristales Metálicos. 25




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 delsistema 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 semantiene 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:

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.





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, suspropiedades 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 puedenaparecer 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 cuyapoblación, 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





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 delmetal 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





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:

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.

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 importanteque 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.





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.





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:

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 ' que se conoce como plano de deslizamiento. Es fácilcomprobar 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 o

T dependiendo de que el semiplano extra aparezca por encima o por debajo del

plano de deslizamiento.





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

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 . 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 ladeformación elemental se produjera de modo simultáneo sobre todo el plano de





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,

Las dislocaciones se caracterizan por su vector de Burgers, b. El vector de Burgersde 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 detornillo, 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





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

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.





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 , 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.





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 irregularidadescuya interacción con las dislocaciones tiene mayor importancia.

Así, se puede hablar de:

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 relacionadocon 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.





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

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 dedislocaciones 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





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, , 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 (1300kg/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.

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 seagrupen 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





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 zonasno 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:

El espesor de los bordes de grano debe resultar muy reducido para hacermínima 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.

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





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

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 kG d, donde k es una constante relacionada con la geometría del

grano y con la elección de la dimensión lineal característica d y G 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





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 delplano 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 demagnitud 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.





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.





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 H representa 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 aumentode 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





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 caracterizareste 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 observaciónmuestra 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





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:

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.

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

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





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 <112> 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.





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 lasdislocaciones. 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





CAPÍTULO 3: FASES DE LAS ALEACIONESMETÁLICAS

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 homogeneidady, 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 deátomos 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.

49

3. FASES DE LAS ALEACIONES METÁLICAS



50 CAPÍTULO 3: FASES DE LAS ALEACIONES METÁLICAS

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

aplicable a las aleaciones de más de dos elementos.

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.

Cristales deátomos distintos

Cristales deátomos iguales

Soluciones sólidas deinserción

De valencia anormal

Soluciones sólidas

Compuestos definidos

Ordenadas

Desordenadas

Compuestos intersticiales

Fases de metales de transición

Compuestos electrónicos

Soluciones sólidas desustitución

De valencia normal

Compuestos iónicos

Compuestos covalentes

Compuestos intermetálicos

Fases de Laves F

A S E S D E L A S A L E A C I O N E S





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

Fases de las Aleaciones Metálicas. 51




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 danlugar 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 preferentepara 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





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, portanto, 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.





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:

1,40,20,8

30,210,8F.E.

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





teóricas de metales de valencia v en un disolvente monovalente vendrán dadas por la

siguiente expresión: 140xv)x100( , 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





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 alas 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 desordeny, 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 cuyadiferencia 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.





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 r Au/r Cu= 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 elsistema 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 de fórmula CuZn, en el que el átomo de Zn ocupa el centro del

cubo.





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 todaslas 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 Fe, 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 Fe, 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.

Cu Au

Cu3Au CuAu CuAu3





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





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 Hume-

Rothery, son realmente soluciones sólidas intermedias de pequeña extensión y cuyo

valor central es el definido por la fórmula del compuesto, es decir, pueden entendersecomo 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 laconcentración 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.).





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 tenersubniveles 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:

Solución sólida extrema (0-38% Zn)

Fase intermedia , compuesto electrónico de factor 21/14, de fórmula CuZn y

solubilidad 36-55% Zn. La fase tipo C.C. desordenada pasa a 454ºC a fase ’

ordenada.

Fase intermedia , compuesto electrónico Cu5Zn8 de factor 21/13, que cristaliza

en un sistema cúbico complejo de 52 átomos por celdilla y solubilidad 57-70%

Zn.





Fase intermedia , campo de existencia entre 558 y 700ºC, solubilidad del 73-

76% Zn, similar a la fase .

Fase intermedia , del tipo compuesto electrónico de factor 21/12, red tipo

hexagonal compacta y solubilidad 78-86% Zn. CuZn3.

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

Secuencias similares de fases pueden encontrarse en otros sistemas binarios,

siendo las características de las fases (C.C.), (cúbica compleja de 52 átomos por

celdilla) y (H.C.) equivalentes.

las fases y son blandas y plásticas, mientras que la fase es más frágil, dura y

resistente, es decir, mientras que las fases tipo y tienen propiedades claramente

metálicas, las fases tipo 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 r A/r B=1,1-1,4.

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

Red tipo cúbica de 24 átomos por celdilla: MgCu2, AgBe2, BiAu2, etc.,

conociéndose hasta 152 fases de este tipo.

Red tipo hexagonal de 12 átomos por celdilla: MgZn2, CaMg2, TaFe2, KNa2, etc.,

de las que se conocen hasta 67 compuestos.

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.





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 r x/r M<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.

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, Cr 2N,

Nb2N, Ta2N, V2N, W2C, Mo2C, Ta2C, V2C, Nb2C, etc.) que sólo tienen ocupados la

cuarta parte de los intersticios menores.

(a) (b) (c)





Carburos más complejos son el Fe3C, llamado cementita, que cristaliza en un

sistema ortorrómbico y de gran importancia en las propiedades de los aceros; Cr 23C6

de red cúbica compleja C.C.C. con 116 átomos por celdilla; Cr 7C3 de red hexagonal y

Cr 3C2 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.





CAPÍTULO 4: DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONESDE 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, I, y no la concentración. El potencial químico del componente i de un sistema

viene definido por la expresión:

iKn,T,PKi n

G

65

4. DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASE



66 CAPÍTULO 4: DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASE

Un sistema heterogéneo formado por un conjunto de fases , , , .., 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:

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

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

....

....

....

kkk

j j j

iii

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





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 - 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.

Difusión. Transformaciones de Fase. 67




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:

dcdm D 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.





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 masaes 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

mf

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





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 a la longitud del

salto, f a su frecuencia y al tiempo medio entre dos saltos o tiempo de vida sedentaria

del átomo. Naturalmente debe ser = 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:

tf l

mientras que el camino total recorrido es:

tf l

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:

f 6

D2

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,

=0,3 nm y red de tipo cúbica:

616

8

21066

109

106D6f

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

,





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:

4,136001001066103ftl 68 mm

648036001001066103tf l 68 m

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 dospartículas 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.





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.

Figura 3-1. Par difusor con testigos inertes

Figura 3-2. Curvas de penetración

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

B A

100% B

0% A

100% A

0% B

Intercara original.

(Posición de la unión)

AB

Unión

Testigos inertes





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.

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

AB

x

B A

Intercara

original

Alambre





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 medidaque 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:





sUUE

Nuevamente, la variación del coeficiente de difusión D con la temperatura sigue una

ley tipo Arrhenius:

kTE

0 eDD

siendo D0 el factor de frecuencia; con un coeficiente numérico, f la frecuencia de las

oscilaciones y la longitud del salto.

D0 = 2 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.





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 porformación 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 ladifusión por dislocaciones es la única apreciable.





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´<E.

Los resultados obtenidos al estudiar la difusión intercristalina indican que: D´/D=103-

105 y E´/E=0,35-0,7.

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 degrano 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 dedifusión, 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.





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 sistemasmetalúrgicos, 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:





v3

s2

n Gr 34

Gr 4G

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

variación de energía libre por unidad de volumen en la transformación. El máximo de responde a un valor crítico del radio, dado por:

0Gr 4Gr 8 v2

s

0Gr G2 vs

v

sc G

G2r

luego parav

sc G

G2r los embriones crecerán por difusión y para radios menores se

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





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 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 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





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 ladisminución 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 estoslugares 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





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 estáorientada respecto a la inicial). En cierto modo estas transformaciones son similares al





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





CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DEEQUILIBRIO

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

85

5. DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO



86 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO

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 ́





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:

Diagramas Binarios de Equilibrio. 87




“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 deestudiar 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





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 enestado 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.





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.

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.

Curva absoluta Curva diferencial

T

t

L

L S

S

Tm

Tm-Ti





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:

Solubilidad total en estado líquido y sólido

Solubilidad total en estado líquido y parcial en estado sólido

Solubilidad total en estado líquido e insolubilidad en estado sólido

Solubilidad parcial en estado líquido y sólido

Solubilidad parcial en estado líquido e insolubilidad en estado sólido

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 .

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 , y la zona de temperaturas inferiores a la línea de solidus para la que

sólo existe la solución sólida .





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 desolidificación. 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.

L

L +

TFA

A %B

TFB

li uidus

solidus

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.

A1 2 3

B1 2 3

L B

L

L

L

L A

L L L L L

B A

T

t

L

L +

TFA

A %B

TFB

BA





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 , 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 , 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 de composición fija pero hasta

ahora desconocida.

L

L +

TFA

A %B

TFB

B

L +

TFA

L

L +

A %B

TFB

B

L +

(a) (b)

T T





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 masadespreciable 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 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 enequilibrio 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”.

L

L +

TFA

A %B

TFB

Bsxl

T





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=P+PL, siendo P y PL las masas respectivas de y L. Por otra parte, como la fase

contiene un s%B y el líquido un l%B:

LPlPsx100

Resolviendo el sistema:

LPP100 LL PlPsPxPx

LPlPsx100

LPl)-(xx)·P-(s xslx

PP

L

o bien:

x l%P 100

s l

;

L

s x%P 100

s l

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 undiagrama 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”.


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.





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.

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”.

L

L +

+

TFA

A

%B

TFB

B

L +

m n e

q p

E TE





La aleación eutéctica, aunque funde como un metal puro a la temperatura constante

TE, es de fusión incongruente pues se verifica:

LE p+q 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 y 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 lamezcla de las dos soluciones sólidas p y q.

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 zonasdentro del área pqnm correspondiente al dominio bifásico de +. Las dos zonas

rectangulares tienen microconstituyentes formados por y E(+) para las llamadas

aleaciones hipoeutécticas, con contenidos entre el p y el e% de B, y por y E(+)

para las aleaciones hipereutécticas, de composición entre el e y el q% de B.

Lógicamente la vertical discontinua Ee correspondiente a la aleación eutéctica

representa al microconstituyente eutéctico E(+).





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 + 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:

100pqeq

%

; 100pqpe

%

mientras que a temperatura ambiente es:

n e% 100

n m

; e m% 100

n m

la variación de composición se debe a la llamada “segregación” de las soluciones

sólidas extremas durante el enfriamiento entre TE y la temperatura ambiente: p

segrega y q segrega . Sin embargo, esta segregación no modifica la morfología

propia del eutéctico a TE aunque modifique los porcentajes relativos de y , por ello el

eutéctico a temperatura ambiente se llama pseudoeutéctico, eutéctico degenerado o

eutéctico transformado. Se habla pues de y eutécticas (E y E) y y

pseudoeutécticas (SE y SE).

L

L +

TFA

A

%B

TFB

B

L +

m n e

q p

E TE

+

E(+)

+

E(+)

+ +





También interesa diferenciar las fases o obtenidas de la solidificación previa a la

reacción eutéctica, hablándose de o pre o proeutécticas (PE , PE). Las PE y PE

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.

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

Las mesetas isotérmicas correspondientes a la reacción eutéctica tienen longitudesproporcionales 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 quesufren 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 l1 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

A B%B





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 demicroconstituyentes. 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 otrafase, 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.





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, secomprende 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.





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 laproporción 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 p en el eutéctico es

mucho mayor que la de q. En estas condiciones la cinética de solidificación de p y q

es muy distinta, pues mientras que para p la velocidad de nucleación es pequeña

(proporcional a la diferencia entre su temperatura de fusión y TE), para q es muy

grande al ser su temperatura de fusión muy elevada.

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

L

L +

TFA

A

%B

TFB

B

L +

m n e

q p

E

+

E(+)

+

E(+)

+

+





Esta diferencia en la velocidad de nucleación y solidificación induce que para la

aleación eutéctica de e%B, a TE, solidifique q rápidamente y con independencia de p,

lo que da lugar a una morfología gruesa de q – habitualmente de tipo acicular- que

aparece embebida en la matriz de p. 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 q .

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 proeutéctica lo que se

traduce en un aumento considerable de la velocidad de nucleación de E y, por tanto,

en una disminución de la diferencia entre las velocidades de solidificación de E y E y

de la tendencia a aparecer eutéctico anormal.





En la figura 7-9 se revelan las estructuras del eutéctico anormal de la aleación Al-

12%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.

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 latemperatura 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 + N P ; 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 N. Para las aleaciones entre M y P hay exceso de líquido por lo

que:

LM + N LM + P

Eutectico modificado Eutectico anormal





mientras que las comprendidas entre P y N presentan un exceso de solución N:

LM + N P + N

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 N.

Las curvas de enfriamiento de las aleaciones más significativas del diagrama se

representan en la figura 7-11.

L

L +

A

%B

TFB

B

L +

P TPM

N

+ TFA





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 y , 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.

11 2 4

52 3 4

L+

L L L L L

+

T

t

L

L +

A

%B

TFB

B

L +

PP

M

N

+TFA

L+

L+

L+ L+ L+L+ L+

L+

+ +

3 5

TP





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.

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

L

L +

TFA

A

%B

TFB

B

L + C

E

TE

C

+

E(+C)

+

E(+C)

C

+

+

C

C

L + P

%B

L

L +

TFA

A C

L + C

E1

+

E1 +C)

+

C

L + C

TFB

B

L +

E2

+

E2(C+)

C

+

E2(C+) C

+

C

+

E1(+C)





7.5. Diagrama con solución sólida intermedia

Estos diagramas contienen una solución sólida intermedia 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 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 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.

Figura 7-14. Diagrama con fase intermedia

L

L +

TFA

A

%B

TFB

B

L + C

p

E

TE

C

+

E(+C)

+

E(+)

C

+

+

c

L +

%B

L

L +

TFA

A

L +

E1

+

E1(+)

+

L +

TFB

B

L +

E2

+

E2(+)

+

E2(+)

+

+

E1(+)

m n

+

+





Figura 7-15. Solución sólida intermedia en un diagrama conpuntos eutéctico y peritéctico

Soluciones sólidas intermedias son también las que aparecen en las figuras 7-15 y

7-16, ambas de fusión incongruente.

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.

L

TFA

A

%B

TFB

B

L +

+

+

L +

L +

P1

P2

L

L +

TFA

A

%B

TFB

B

L +

E

+

E(+)

+

E(+)

+

+

L +

P

+

E(+)

+






DE INSOLUBILIDAD EN ESTADO SÓLIDO

Estos diagramas son similares a los anteriores pero al ser nula la solubilidad enestado 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 y en los que,

sin embargo, el metal A es insoluble en el B.

Figura 8-1. Diagrama de solubilidad total en estado líquido e insolubilidad total en

estado sólido con formación de eutéctico

L

L + A

TFA

A

%B

TFB

B

L + B

e

E

TE

B

+

E(A+B)

A

+

E(A+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.

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

eutéctica y peritéctica

L

L + A

TFA

A

%B

TFB

B

L + A

e

A + B

L + B

B+

E(A+B)

A+

E(A+B)

TFB

A

L

L + A

TFA

A

%B

TFB

B

L + C

e

E

C

+

E(A+C)

A

+

E(A+C)

C

+

B

L + B

C

P





Figura 8-4. Diagrama de insolubilidad total en estado sólido con dos reacciones

eutécticas y un compuesto de punto de fusión congruente

Figura 8-5. Diagrama de insolubilidad total en estado sólido con dos reacciones

peritécticas y formación de dos compuestos de punto de fusión incongruente

%B

L

TFA

A

TFB

B

L + C2

C2

+

B

L + BP2

P1

C2 C1

C1

+

C2 A + C1

L + C1

%B

L

L + A

TFA

A C

L + C E1

A

+

E1(A+C)

L + C

TFB

B

L + B

E2

B

+

E2(C+B)

C

+

E2(C+B)

C

+

E1(A+C)





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 deél. 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 lallamada 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)





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.

L1+L2 TFA

A

%B

TFB

B

M

B

+

E(A+B)

A

+

E(A+B)

L + A

N

L + A

L + B

Tc

E

P

L

TE





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 detemperatura 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).





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, sufabricación 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.

Figura 9-4 Diagrama con laguna de solubilidad abierta

L1+L2 TFA

A

%B

TFB

B

M

TE

B

+E(A+B)

A

+E(A+B)

L + A

N

L + A

L + BE

P

L





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 estadolíquido 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.

Figura 10-1. Diagrama de insolubilidad total

TFA

A

%B

TFB

B

A(l) + B(l)

A(s) + B(l)

A(s) + B(s)





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 lavariación 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 Fe,

Fe no magnético, también llamado Fe, Fe y Fe. El Fe es de red C.C. y es

magnético hasta los 768ºC en que se transforma en Fe o Fe no magnético con igual

red C.C. A 906ºC el Fe no magnético se transforma en Fe, amagnético, de red C.C.C.

que, por último, cambia a los 1.401ºC a Fe débilmente magnético de red C.C.

nuevamente.

El Co se presenta como Co magnético y red tipo hexagonal hasta los 450ºC,

temperatura a la que pasa a Co de red C.C.C. conservando el magnetismo que pierde

a los 1.115ºC al transformarse en Co, aunque de igual red C.C.C..





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.





Figura 11-2. Reacción de ordenación en una solución sólida intermedia: D ´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 de la solución sólida durante el

%B

A B

´

+´





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.

Figura 11-3. Segregación en un diagrama con eutéctico

Figura 11-4. Segregación de fase de la solución sólida

Los cristales de la fase segregada , nucleados en los límites de grano de la fase ,

modifican la estructura de cristalización primaria surgida en la zona bifásica de L+, por

lo que a la segregación suele llamársele cristalización secundaria.

L

L +

TFA

A

%B

TFB

B

L +

n e

q p

E

+

E(+)

+

E(+)

+

+

c d

T

m





Sin embargo, la segregación de cristales de las fases y 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 y segregadas son indistinguibles

de las fases proeutéctica y y 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 diagramacon transformación eutectoide de la fase . 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 y tiene un apariencia similar

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





eutectoide en las soluciones extremas y , ( + ) 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 ( + )

Figura 11-6. Eutectoide formado por la solución sólida extrema

y un compuesto definido ( + 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,





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: +. (b) Reacción

peritectoide entre solución sólida y compuesto definido: +C. (c) Reacción

peritectoide entre metal puro y solución extrema: A+





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, obien 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





%810020452022

L%

600 ºC (+)

%9210020452245

%

%801002030

2230%

600 ºC (-)

%201002030

2022%

%201001025

2225%

300 ºC (+)

%801001025

1022%

Figura 12-2

%601001040

2240%

300 ºC (-)

%401001040

1022%

%42,51100540

2240%

20ºC%57,48100

540

522%

TºC

51,42

6020

L

92600

300

80





CAPÍTULO 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

129

6. SOLIDIFICACIÓN



130 CAPÍTULO 6: SOLIDIFICACIÓN

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

m 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





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 , 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.

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

L

A

S

B

R´

R T P

TL

TSt

TSr

mf m mpm´ mi

L+

131




cristal tiene una composición que varía desde m i 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 = 100RP

RT ; % líquido fuera del equilibrio = 100PR

TR

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 últimapartícula 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.





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 STE,

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 , en vez de la microestructura de equilibrio formada por y (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 y otro segundo, sin enfriamiento

intermedio, a temperatura entre TE y TSt para homogeneizar los granos de la solución

sólida . El enfriamiento lento desde esta temperatura conduciría a la segregación de

a temperatura inferior a la del solvus.

133




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

TE

L

L +

TFA

A

%B

TFB

B

L +

p q e

n m

E

+

E(+)

+

E(+)

+ +

x

TLS

TSt

TE





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

135




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 :

100x

xxI

a

as

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

La segregación en el caso de los aceros, en orden decreciente, es la siguiente: S-N-

Sn-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.





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 queno 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 sucuantificación 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.

137




4. HETEROGENEIDAD ESTRUCTURAL

A escala macroscópica no solamente se obtiene una heterogeneidad química

justificada por la segregación mayor estudiada anteriormente, sino una heterogeneidadestructural 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 dela 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.





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.).

139




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





CAPÍTULO 7: CARACTERIZACIÓN MECÁNICADE 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 estoscasos, 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.

141

7. CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES



142 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 atemperaturas 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





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, , que es la razón de la fuerza

aplicada a la sección recta inicial de la probeta, S0, frente al alargamiento, , 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:

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

Caracterización Mecánica de los Metales. 143




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 sehan 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.

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, ladeformación 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.

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





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.

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 aleacionesmetálicas 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

Límite elástico

(MPa)Rm (MPa) At (%)

Aleaciones de plomo 5-75 10-90 3-70Aleaciones de magnesio 70-425 150-475 3-20Aleaciones de aluminio 30-300 60-600 1-40Aleaciones de cobre 30-1100 100-1250 1-40Aleaciones de ti tanio 175-1200 240-1625 1-40Aceros 150-2250 250-2500 0,5-70Aleaciones de wolframio 450-3500 650-4000 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





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 durezaa 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 estosensayos 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





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 paracaracterizar 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,





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 valoresde 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 tienenprofundidades 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.





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 estasentallas 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.





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 plásticaprevia 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, fracturasfrágiles 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





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.





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





horizontal. En este caso se define el límite de fatiga, e, 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 actuarlos 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 contraerselibremente. 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





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. Lasfracturas 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 quetanto 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 quedanretenidas 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.





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.

500 1000 1500

Pulido especular 1,00 1,00 1,00Pieza mecanizada 0,78 0,70 0,60Pieza laminada en caliente 0,70 0,45 0,30Pieza forjada 0,50 0,35 0,20Pieza corroída en agua dulce 0,60 0,30 0,20Pieza corroída en agua salada 0,45 0,20 0,12

Resistencia a la t racción (MPa)Estado superficial

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, 0,

mientras se registra la deformación como función del tiempo. El aspecto de las curvasde 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, 0, 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, d/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,f

, que se conoce como





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).

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 conseguirfabricar 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.

cte.





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:

(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, t R el tiempo de roturaen 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





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:

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.

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.

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.





RELACIÓN ENTRE RESISTENCIA A LA TRACCIÓN Y DUREZA PARA ACEROS DE

BAJA O MEDIA ALEACIÓN

HB Rm (MPa) HRC HRB HV--- 2460 67 --- 903--- 2430 66 --- 870

--- 2400 65 --- 840--- 2370 64 --- 811--- 2338 63 --- 785--- 2200 62 --- 760--- 2148 61 --- 735--- 2100 60 --- 711--- 2091 59 --- 690--- 2080 58 --- 670--- 2000 57 --- 650--- 1965 56 --- 630--- 1930 55 --- 610--- 1882 54 --- 592--- 1840 53 --- 574--- 1770 52 --- 557

--- 1732 51 --- 540--- 1700 50 --- 524

473 1660 49 --- 508462 1620 48 --- 494451 1580 47 --- 480440 1540 46 --- 466429 1490 45 --- 449415 1440 43 --- 429401 1390 41 --- 410388 1340 40 --- 393376 1290 39 --- 389363 1250 37 110 375353 1210 36 --- 363341 1170 35 109 346

331 1140 34 --- 331321 1100 33 108 321311 1070 31 --- 311302 1040 30 107 302294 1010 29 --- 294285 980 28 105 285277 950 27 --- 277269 920 26 104 269262 890 25 103 262255 870 24 102 255248 850 23 --- 248241 830 21 101 241235 810 20 --- 235239 790 19 100 229223 770 18 99 223217 750 --- 98 217212 730 --- 97 212207 710 --- 96 207201 690 --- 95 201197 680 --- 94 197192 660 --- 93 192187 640 --- 92 187183 620 --- 91 183179 610 --- 90 179





RELACIÓN ENTRE RESISTENCIA A LA TRACCIÓN Y DUREZA PARA ACEROS DE

BAJA O MEDIA ALEACIÓN

HB Rm (MPa) HRC HRB HV174 600 --- 89 174170 580 --- 88 170

167 570 --- 87 167163 560 --- 86 163159 540 --- 85 159156 530 --- 84 156152 520 --- 83 152149 510 --- 82 149146 500 --- 81 146143 500 --- 79 143140 490 --- 78 140137 480 --- 77 137134 470 --- 76 134131 460 --- 75 131128 450 --- 74 128126 440 --- 73 126

123 430 --- 71 123121 420 --- 70 121118 420 --- 69 118116 410 --- 67 116114 400 --- 66 114111 390 --- 64 111109 390 --- 63 109107 380 --- 62 107105 370 --- 60 105103 360 --- 58 103100 350 --- 56 10095 330 --- 52 9590 320 --- 47 9085 300 --- 42 85

80 280 --- 36 80





CAPÍTULO 8: DIAGRAMA HIERRO-CEMENTITA

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 comometodológicas.

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 lacorteza 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,

161



162 CAPÍTULO 8: DIAGRAMA HIERRO-CEMENTITA

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 desus 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 sistemáticode 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 hierro-

carbono 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 hierro o

formando carburos. El diagrama hierro-cementita o diagrama 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





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, sibien, 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 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 = 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

Diagrama Hierro-Cementita. 163




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 que se conoce como ferrita 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 La solubilidad máxima del carbono en la ferrita es

del 0,09% y se alcanza a 1495°C.

Figura 2-1. Diagrama de fases hierro-cementita (L denota a la fase líquida, , y

representan las distintas formas de la ferrita, , la austenita y Fe3C es la cementita)





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 . 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:

Reacción peritéctica (1495°C): (0,09% de C) + L(0,53% de C) (0,17% de C)

Reacción eutéctica (1148°C) : L(4,30% de C) (2,11% de C) + Fe3C

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





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, ysuele 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 diagramahierro-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 hierro-

carbono. De todos los constituyentes presentes por encima de los 727°C, sólo laaustenita 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%.





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 representa a la

ferrita, la austenita y Fe3C es la cementita. Los constituyentes bifásicos ledeburita,

ledeburita transformada y perlita aparecen como Led., Led. transf. y perl.,

respectivamente





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 sucomposición 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 hastaque, al alcanzar la temperatura A3, se llega a tener una estructura monofásica. A





temperaturas más elevadas aparece el punto crítico A4 que está asociado a la

formación de ferrita + ).

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 hierro-

cementita 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.





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 Ar 3 y la del S como Ar 1. Cuando la temperatura varía muy

lentamente, los puntos críticos Aci y Ar i coinciden y los experimentos permiten obtenerla 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





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 convieneadelantar 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.





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 Zr (2)Cu(1) Cr(1) Mn Mo(1)Nb(2) Ni(1) Si Ti(2) V(2) W

Contenido máximo (%) 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 hierro-

cementita 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 ycalentamiento 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.





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

siguientes:

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.

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





CAPÍTULO 9: CONSTITUYENTES DE LOS ACEROS RECOCIDOS

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 ydistribución.

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.

175

9. CONSTITUYENTES DE LOS ACEROS RECOCIDOS



176 CAPÍTULO 9: CONSTITUYENTES DE LOS ACEROS RECOCIDOS

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 cúbicacentrada 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

Temperatura

(°C) % en peso % atómico

C 723 0,022 < 0,09520 < 0,00005 < 0,00012

N 590 0,10 0,40

20 < 0,0001 <0,0004

SolubilidadElemento

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.





2.1. Morfologías de la ferrita en aceros recocidos

El microconstituyente ferrita puede aparecer en los aceros no aleados recocidos con

cuatro morfologías diferentes:

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)

Constituyentes de los Aceros Recocidos. 177




Micrografía 2-2. Microestructura ferrítico-perlítica de un acero con 0,4% C en estado

recocido (100x, ataque nital)

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 ferritaque 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.

Cuando la velocidad de enfriamiento es moderadamente elevada y la

descomposición de la austenita se produce con un subenfriamiento importante, laferrita 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 metalbase vecino (micrografía 2-4), o en piezas moldeadas. Las placas o listones de





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)

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.





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)





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 tambiénaceros 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 dediferentes 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





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.

0,000 0,004 0,008 0,0120

1x105

2x105

3x105

r

%C

0,0 0,1 0,2 0,30

1x103

2x103

3x103

4x103

P é r d i d a s ( e r g i o s / c m

3 / c i c l o )

%C

(a) (b)

Figura 2-1. Influencia del contenido de carbono sobre la permeabilidad magnética, r ,

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. Yaque las diferencias entre las electronegatividades del hierro y el carbono y el tamaño de





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:

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





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.

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 cementitaactúan 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

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.





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)





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.





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 latabla 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.





IVb Vb VIb VIIb VIII

TiC VCCr 23C6

Cr 7C3

Cr 3C2

Mn23C6

Mn7C3

Mn3CFe 3C

ZrC NbC

MoC

Mo 2 C

TaCTa 2 C

WC

W 2 C

Tipo ClNaHexagonal

ComplejasOrtorrómbica

ESTRUCTURAS:

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 elvanadio, 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 elendurecimiento simultáneo por precipitación y por afino de grano.





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 m, 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 sepuede 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 + 3,8-1/2

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 , 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





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 poradición 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.





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 porcomparación 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





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 ellímite fijado por la estequiometría del compuesto MnS:

S%72,1S%)S(Pa)Mn(Pa

Mn%

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).





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 apartir 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:





Rm [% . Rm() + %perlita . Rm(perlita)]/100

A [% . A() + %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 quellegan 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%.





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.





CAPÍTULO 10: TRANSFORMACIONESISOTÉRMICAS 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 . 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 seconocen con el nombre de gammágenos. Otros aleantes, sin embargo, tienden a

contraer el campo 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.

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 son mayores que los de la . 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

197

10. TRANSFORMACIONESISOTÉRMICAS DE LA AUSTENITA



198 CAPÍTULO 10: TRANSFORMACIONES ISOTERMAS DE LA AUSTENITA

más pronunciado que el de los que forman soluciones sólidas de sustitución

extensas en la austenita.

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 en sistemas binarios Fe-X

Figura 1-2. Diagrama de fases Fe-Cr





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 carbonoactuando 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 dela 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.

Transformaciones Isotérmicas de la Austenita. 199




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, vienendeterminados 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





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:

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.

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

3. TRANSFORMACIONES Ar’

Dentro de este grupo se incluyen las transformaciones que se producen en la

vecindad de la temperatura Ar 1 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





el borde del grano austenítico en caso contrario.

Se ha comprobado que la frecuencia de nucleación y, en consecuencia, la finura del

espaciado interlaminar, , crecen con una ley del tipo: = K / T, donde T es el

subenfriamiento definido por: T = Ar 1 – Td, siendo Ar 1 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

m·°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:

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 m. 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.





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 m (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 composiciónhipereutectoide.

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.





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 latemperatura Td, se forma un agregado Ar’ con composición c’ y ferrita

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 m. 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





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.

Perlita Sorbita Troostita

Rm (MPa) 750-900 900-1400 1400-1750HB 225-270 270-400 400-500

A (%) 25-15 20-10 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 latroostita, 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 dichaterminología.

4. TRANSFORMACIONES Ar’’ ’

Puede resultar sorprendente que se estudien las transformaciones Ar’’’ antes quelas 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





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} || {101}M y <110>

|| <111>M donde los subíndices M y 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





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





El constituyente que se forma en las transformaciones Ar’’’ se llama martensita .

Este constituyente es una solución sobresaturada de C en hierro 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 diferentesdependiendo del contenido en carbono:

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. 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.





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:

C%6020HRC

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 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 es posible encontrar en los aceros otra forma de este

constituyente que se conoce como martensita o martensita revenida. Este nuevo

constituyente se forma por precipitación de carburos submicroscópicos a partir de la

martensita 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 en un contexto de

discusión de las transformaciones isotérmicas que sufre la austenita. El motivo de

introducir la martensita 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





a la ambiente, la martensita que se forma inicialmente puede pasar a martensita

durante la permanencia isotérmica. Del mismo modo, la martensita que se forma a

las temperaturas más altas durante el enfriamiento continuo de la austenita se puede

transformar en si el enfriamiento es suficientemente lento. Esta condición es

necesaria porque la transformación martensita martensita 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





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 carburosaparecen 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





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 latemperatura 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:

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 m de largo y unos 0,2 m 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).

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:





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 tambiénen distintas propiedades mecánicas según se puede ver en la tabla adjunta.

Bainita

superior

Bainita

inferior

Rm (MPa) 1600-2000 1700-2300HRC 43-55 55-60 A (%) 10-3 6-1

Estos resultados no son difíciles de explicar: los constituyentes con estructura másfina 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





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.





CAPÍTULO 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

215

11. CURVAS T.T.T. Y C.C.T.



216 CAPÍTULO 11: CURVAS T.T.T. Y C.C.T.

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 seha 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 quemarca 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 puedenexistir 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’).





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.

Curvas T.T.T. y C.C.T. 217




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 isotermaA1, temperatura de comienzo de formación de la austenita en el calentamiento. Por





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 debainitas.

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).





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 pordebajo 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 lacementita. 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.





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





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 lascurvas. 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”





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 delas 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





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. Esteintervalo de estabilidad relativa de la austenita tiene interés en ciertos tratamientos





termomecánicos, tratamientos en los que se somete al acero de forma simultánea a

una variación programada de temperatura y a la acción de solicitaciones mecánicas

prefijadas.

Figura 3.5. Curvas T.T.T. de aceros con un 0,4% de carbono y un 0,9% de cromoaustenizado 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. Comoconsecuencia 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





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 dealeación 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.





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 m 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





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.

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

800 900 1000 1100 1200 13008

7

6

5

4

3

2

1

0

Acero degrano fino

Aceronormal

T a m a ñ o d e g r a n o

Temperatura de austenización (°C)

Acero normal

Acero grano fino





cambios de la cinética de las transformaciones Ar’ y Ar” y de la temperatura M S. 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 permitendescribir 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





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 unatransformación 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 austenitase 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.





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.





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 otrosenfriamientos 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.





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 seguidode 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 temperatura-

tiempo 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.

233

12. TEMPLE



234 CAPÍTULO 12: TEMPLE

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 paraaplicaciones 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





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 seguidoinseparablemente 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 eltemple 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.

Temple. 235




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 otraparte, 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 obtenermartensita, 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 laizquierda 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.





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 indicadopara 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.

Temple. 237




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 extraordinariamenteante 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.





4.1.2. Temperatura de temple

Los aceros hipoeutectoides se templan siempre a temperaturas superiores a Ac3,

siendo en general la temperatura de temple T t = 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 los1325ºC. 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 laaustenita 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.

Temple. 239




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).





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.

Temple. 241




8

6

700º

4

Tamañode grano

TºC

2

800º 900º 1000º 1100º 1200º 1300º

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.





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.

Temple. 243




El poder refrigerante de un medio de temple es función de la llamada “severidad” de

temple, H, expresada por la ecuación:

2K

M H

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).





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 laduración 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.

Temple. 245




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 tratarsede 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 MS 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 laplasticidad 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.

Temple. 247




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.





10

0.10

60

50

40

30

20

0.20 0.30 0.40 0.50 0.60 0.70 0.80 0.90 1.00

Dureza mínima queconviene conseguir

después del temple

99’9% demartensita

90%

80%

50%

DurezaRockwell C

% de carbon o

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

Temple. 249




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.





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= ) 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

Temple. 251




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 D U 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 D i son los de mayor templabilidad, lo que

permite cuantificar el efecto de los elementos de aleación en el acero. En la práctica, elvalor 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.





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.

Agua

1 1/8 ‘’1/8 ‘’

1 ‘’

1/2 ‘’

4 ‘’

1/2 ‘’

Válvula para regular laaltura del chorro de agua

Soporte para laprobeta Jominy

Bomba

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.





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

Temple. 255




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,





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

Temple. 257




CAPÍTULO 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, enespecial, 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

259

13. REVENIDO



260 CAPÍTULO 13: REVENIDO

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.

Ac3 - Accm

Ac1 – Ac321

T

t(a)

T

t(b)

Ac3 - Accm

Ac1 – Ac321

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 ytenacidad.

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.





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 , tetragonal,

precipita el llamado carburo de red hexagonal y de fórmula aproximada Fe2,4C,

transformándose en martensita de red cúbica como consecuencia de su pérdida de

carbono.

Revenido. 261




La morfología de la martensita sigue siendo acicular como la martensita . La

martensita 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 F + C

Tercera etapa: El carburo se transforma entre los 200º y los 350ºC en Fe3C. Esta

cementita precipita primero en los contornos de las agujas de M así como en su

interior. Al elevarse la temperatura dentro del intervalo mencionado la Fe3C del interior

se redisuelve en la M, al tiempo que la red de Fe3C de los contornos de las agujas de

M, 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 unacero con sólo 0,1%C da lugar a precipitación de carburos con tan sólo 0,45%Mo.





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: Cr 7C3; Cr 23C6;

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.

Revenido. 263




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





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 M + C

Segunda etapa: En esta etapa la ARR sufre una precipitación de carburos de

elementos de aleación empobreciéndose en carbono. Esta precipitación de carburos seconoce como “acondicionamiento” de la austenita. Este acondicionamiento es

progresivo desde los 200º hasta los 550ºC.

Tercera etapa: Es similar al caso anterior y la M se transforma en ferrita y

cementita.

M 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.

Revenido. 265




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.





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:

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 .

Aumento de dureza en aceros con austenita retenida cuando ésta se transforma

entre los 150º y los 350ºC.

Revenido. 267




Aparición de la llamada dureza secundaria, en aceros aleados con elementos

carburígenos, en la zona de los 500º – 600ºC.

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.

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 , 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





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 M.

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.

Revenido. 269




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:

min)/Cº5,2º5,0(hornoentoenfriamienconaresilienciaguaentoenfriamienconaresilienci

S

El coeficiente de susceptibilidad para un revenido a 600ºC, superior a la zonacrítica, 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 Mo= 0,25%

S= 16

Mo= 0,45%S= 24 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.





KU (J)

-200º -150º -100º -50º 0º 50º 100º 150º 200ºC

15 min 1 h 2 h 10 h 24 h

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 templecondiciona 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.

Revenido. 271




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 transformaciónde 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.





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.

Revenido. 273




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

ARF+C.

100 200 300 400 500 600 700

TºC

dilatación(%)

Figura 7-1. Curva dilatométrica de un acero al carbono de herramientas





CAPÍTULO 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, estadostensionales 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:

Recocido de homogeneización

Recocido de regeneración Recocido de recristalización

Recocido de ablandamiento

Recocidos de atenuación y relajación

Recocido de deshidrogenación

Otros tratamientos que aunque no conducen a estados de equilibrio tienen ciclos

térmicos similares a los recocidos son los siguientes:

Hipertemple

Normalizado

275

14. RECOCIDOS



276 CAPÍTULO 14: RECOCIDOS

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 1000-

1150ºC.

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 diferenteselementos. 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. Durantela 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.





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 enel 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

Recocidos. 277




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 laresiliencia.

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 Ar 1 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 deuna 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.





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 Ar 1, 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

Recocidos. 279




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





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 eltorneado 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

Recocidos. 281




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:

Recocido de austenización completa

Recocido subcrítico

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 bajaaleación 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 facilitarel temple, evitando la aparición de grietas, más que de mejorar la mecanizabilidad.





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, presentanla 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.

Recocidos. 283




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 m 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 ligeramenteinferiores 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.





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).

t

TºC

Ac1

600ºC

aire

Figura 5-3. Recocido de globulización oscilante

Recocidos. 285




Es frecuente también globulizar los aceros de alta aleación por recocidos que se

inician a temperatura intercrítica y luego continúan a temperatura subcrítica.

t

TºC

Ac1

aire

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 Ac 1 y luegoa 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





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 larecristalización, 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 ala 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.

Recocidos. 287




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 puedetransformarse 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.).





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

(Cr 23C6) durante el enfriamiento lento en la zona de temperaturas de 500º-800ºC. Laprecipitación 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.

Recocidos. 289




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 altaque 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.





CAPÍTULO 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 curvaT.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 estrictamenteisotérmicos, 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

291

15. TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS



292 CAPÍTULO 15: TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS

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 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 aleaciónlos 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.





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’. Paracompensar 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

Tratamientos Isotérmicos. 293




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 loscostes de rectificado de las piezas.





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 austenitaen 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.





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.





Figura 4-1. Recocido isotérmico

Las piezas son calentadas a temperatura superior a Ac1, al ser aceroshipereutectoides, y se pasan posteriormente a un baño de sales a temperatura 50º-

100ºC 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 hornodesde 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.





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 temperaturaambiente, 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 (150º-

180ºC).

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.





Figura 5-1.- Temples subcero : (a) temple subcero único; (b) temples subcero

consecutivos; (c) temples subcero con revenidos intermedios

Tt

tMF

temple subcero

20ºC

temple

revenido

final

(a)

Tt

tMF

temples subcero

20ºC

temple

revenidofinal

(b)

Tt

tMF

temples subcero

20ºC

temple

revenidofinal

(c)

150º-180ºC 150º-180ºC

(a)

(b)

(c)





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.





CAPÍTULO 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, demodo 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

301




302 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS

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:

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.

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.

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.





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:

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.

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 presentesen 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

303




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.


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.





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 lahomogeneidad 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.

305




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 cuyocontenido 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





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 Electromagnetismocon 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:

t.kk

e 21

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, . El segundo de los sumandos, función creciente del tiempo de

calentamiento, t, refleja el efecto de la transmisión de calor por conducción hacia el

307




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:

Como el calentamiento es muy corto no se puede oxidar la superficie de la pieza

y resulta imposible su descarburación.

Como la zona austenizada es muy pequeña, las deformaciones de temple son

muy reducidas.

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:

No es aplicable a cualquier acero.

Sólo resulta adecuado para geometrías particularmente sencillas.

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’.





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

309




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 capasmás 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 aque 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





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 lospistones 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

311




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:

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.

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 laresistencia del núcleo.

máxsupR

e2/R

2/nucmáx

máx

nucmáx

2R

e

Figura 4-1. Construcción de Woodvine para la determinación del espesor de la capa

tratada necesaria para soportar esfuerzos de flexión





CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOSTERMOQUÍMICOS

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 grandureza 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.

313

17. TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS




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 alconsiderarse 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.





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

315




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.





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.

317




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 y25 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. Laneutralización 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.





Por último se indica la secuencia completa de operaciones necesaria para cementar

una pieza:

Mecanizado de la pieza

Protección de zonas que no deben endurecer

Cementación

Difusión

Mecanizado final

Temple y revenido

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.

319




tt

Tc Tc

Ac3

Ac1

(a) (b)

Ac3

Ac1

Tc

t(c)

t

Tc Ac3

Ac1

(d)

log t

(e)

T A

Ac 321

Vn

Vp

MS

20ºC

MF

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.





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 elnúcleo 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.

321




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 queinteresan 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 enpuntos 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.





2.3. Aceros de cementación

Los aceros de cementación pueden clasificarse en tres grandes grupos:

Aceros al carbono

Aceros de baja / media aleación

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”, queconsiste 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.

323




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 lacementación 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 – 0,300,17 - 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%.





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.

325




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 aleantescarburígenos 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 encarbono 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.





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, losprocesos 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 formapueden 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

327




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 tecnologíanecesaria 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 entre0,1-10 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.





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:

Mecanizado de la pieza

Temple y revenido

Rectificado previo

Protección de zonas no endurecibles

Nitruración

Enfriamiento adecuado

Rectificado final

3.2. Aceros de nitruración

Básicamente hay tres familias de aceros de nitruración que cubren la mayor partede las aplicaciones habituales:

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

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

329




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





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

331




CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. 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 permitenadaptar 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 exigeregularidad 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

333

18. CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS.ACEROS DE CONSTRUCCIÓN



334 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN

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 fabricarpiezas 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





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 ,

los elementos de aleación de los aceros se pueden separar en dos grupos:

Estabilizadores de la fase o alfágenos: tienden a reducir el campo de existencia

de la austenita. Hay dos tipos: Los campos y se unen rodeando el bucle (Si, Al, Be y P y algunos

elementos carburígenos como Ti, V, Mo y Cr).

Los campos y no se unen: presentan un bucle 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 o gammágenos: tienden a ampliar el campo de

existencia de la austenita. Se pueden clasificar en dos grupos:

335




Campo 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.

Campo 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 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 . 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:

Gammágenos: reducen A1 y A3 y elevan A4

Alfágenos: elevan A1 y A3 y reducen A4

En general, al aumentar el contenido del aleante X la solubilidad del carbono en la

fase 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 del diagrama Fe-Fe3C.





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

337




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 delos 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 eselevado.

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





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. FósforoEl 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 azufreintencionadamente (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

339




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 presentanuna 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 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





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 seañade 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 elgrano 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 quedeben 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

341




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:

Aceros que se utilizan en bruto de forja o laminación

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:

Productos laminados en caliente de uso general

Aceros microaleados

Aceros con resistencia a la corrosión mejorada

Aceros recubiertos.





Aceros de contenido en carbono medio y alto:

Aceros para aplicaciones ferroviarias

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 encaliente de uso general

S 235 0,17 1,40 --- 0,045 – 0,035 0,045 – 0,035 0,009 – 0,012

S 275 0,21 – 0,18 1,50 --- 0,045 – 0,035 0,045 – 0,035 0,009 – 0,012

S 355 0,24 – 0,20 1,60 0,55 0,045 – 0,035 0,045 – 0,035 0,009 – 0,012

Tipo %C m áx. %Mn m áx. %Si m áx. %P m áx. %S m áx. %N libre m áx.

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:

343




Mn Cr+Mo Ni+CuC.E.V C + +

6 5 15

Los únicos tratamientos térmicos admisibles para estos aceros son:

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 olaminación 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 deinclusiones 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 seemplean en bruto de laminación

%C máx. %Mn %Si máx %P máx. %S %Pb

0,14 0,90-1,30 0,05 0,11 0,24-0,32

0,14 0,90-1,30 0,05 0,11 0,24-0,32 0,15-0,350,15 1,00-1,50 0,05 0,11 0,30-0,400,15 1,00-1,50 0,05 0,11 0,30-0,40 0,15-0,35





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:

Límites elásticos que pueden llegar hasta 800 MPa y tenacidades elevadas

(temperaturas de transición dúctil-frágil entre -40 y -120ºC)

Soldabilidad excelente

Buena conformabilidad en frío

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

345




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:

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.

La mayoría de la producción de chapa naval.

Los aceros HSLA se emplean de forma mayoritaria en la producción de chapas y

perfiles para aplicaciones “off-shore”.

Fabricación de depósitos a presión, sobre todo para almacenamiento de gases

licuados.

Cerca del 25% de la chapa que utiliza la industria del automóvil.

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:

Aceros con estructura ferrito-perlítica

Aceros con estructura ferrítica 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%) deelementos formadores de carburos o carbonitruros.





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.

347




Tabla 3-4. Composiciones químicas de aceros microaleados laminadostermomecánicamente 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 0,15

S355MC 0,12 1,5 0,5 0,025 0,02 0,015 0,09 0,2 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 puedeconseguir 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:

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.

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





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 austenita-

martensita, 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 Ar 3 y Ar 1 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 susaplicaciones 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 ala 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 níquelaumentan 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-

349




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 lacorrosión mejorada

Tipo %C máx %Si máx %Mn %P %S máx %Cr %Cu %Ni máx

S 235 W 0,13 0,4 0,20-0,60 < 0,040 0,040-0,035 0,40-0,80 0,25-0,55 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:

Productos galvanizados y electrocincados

Hojalata

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.





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 propiedadessuperficiales 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 sudureza 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.

351




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 Ar 1 y Ar 3 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 suspropiedades mecánicas.

Tabla 3-6. Composiciones químicas y propiedadesmecánicas de algunos aceros para carriles

Tipo %C %Si %Mn %S %P máx. %Cr Rm mín.

(MPa)

A mín.

(%)

HB en banda

de rodadura

R200 0,38-0,62 0,13-0,60 0,65-1,25 0,008-0,040 0,04 <0,15 680 14 200-240

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.





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 deaceros 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 = 0,10-

0,35 y %S y %P < 0,045.

El empleo de elementos de aleación es indeseable en general porque promuevenla 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:

353




Aceros para temple y revenido

Aceros para muelles

Aceros para cementación

Aceros para nitruración

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 alcarbono 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.





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 detemple 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 templey revenido normalizados

%C %Si %Mn %P %S %Cr %Mo %Ni %B

0,17-0,24 <0,40 0,40-0,70 <0,035 <0,035 <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 0,0008-0,0050

0,36-0,42 <0,40 1,40-1,70 <0,035 <0,035 0,30-0,60 0,0008-0,0050

355




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 mayorque 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 templabilidadsuficiente 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 enmuchas 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





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 ablandamientoen 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 Cr-

V 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 algunosaceros para muelles de las diferentes familias que se han comentado con anterioridad.

357




Tabla 3-8. Composiciones químicas de algunos aceros para muelles normalizados

%C %Mn %Si %P %S %Cr %Mo %V

0,72-0,85 0,50-0,80 0,15-0,40 < 0,035 <0,035

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 0,10-0,20

0,48-0,56 0,70-1,00 0,15-0,40 < 0,035 <0,035 0,90-1,20 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 (entre750 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.





CAPÍTULO 19: ACEROS DE HERRAMIENTAS

1. INTRODUCCIÓN. CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS DEHERRAMIENTAS

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 muybajo 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 decarbono 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:

359

19. ACEROS DE HERRAMIENTAS



360 CAPÍTULO 19: ACEROS DE HERRAMIENTAS

Aceros de herramientas para trabajo en frío.

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:

Aceros de herramientas para trabajo en frío:

o Aceros al carbono

o Aceros aleados de corte no rápidoo Aceros grafíticos

o Aceros indeformables

o Aceros aleados para trabajo de choque

o Aceros resistentes al desgaste

Aceros de herramientas para trabajo en caliente:

o Aceros rápidoso 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.





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:

Aceros de Herramientas. 361




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 entre400º 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%, presentanuna 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.





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 1,30%C, 0,75%Cr, 4%W

Los aceros al Cr del primer tipo son muy empleados por su bajo precio y buenrendimiento 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.





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 últimoes 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 vezrealizado 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.





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 tratamientotérmico. 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 muypequeña. 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 lassiguientes:

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%





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 dichastemperaturas 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 mayorprecio, 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.





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, 1500-

1800 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 550º-

500ºC 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.





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 diferentesrespuestas 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 choquemuy 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:





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 esaustenítico 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 existenciade 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





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 contenidosvariables 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





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 %W %Cr %V0,75 18 4 10,80 18 4 21,00 18 4 30,80 14 4 41,20 18 4 2

El acero de 14%W es del tipo semi-rápido, de empleo muy interesante cuando serequieren 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





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: Cr 23C6; 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.





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 lacapacidad 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 debehacerse 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 550º-570ºC 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.





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 lazona 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 durezamáxima 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 trabajara 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:





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 %Mo0,60 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 %V0,35 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.





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 paramatrices, 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, mientrasque 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





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 depeso 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 aceroscarburo-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 ferríticadestacan 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





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.





CAPÍTULO 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.

379

20. ACEROS INOXIDABLES



380 CAPÍTULO 20: ACEROS INOXIDABLES

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 comola 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





Los aceros inoxidables pueden clasificarse en los siguientes grupos:

Aceros inoxidables martensíticos

Aceros inoxidables ferríticos

Aceros inoxidables austeníticos

Aceros inoxidables refractarios

Aceros inoxidables resistentes a alta temperatura

Aceros inoxidables para válvulas

Aceros inoxidables austeno-ferríticos

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 - -

Aceros Inoxidables. 381




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 sulfurosy 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





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 950º-

1000ºC, 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, aunquesí tiene influencia en la inoxidabilidad que disminuye al aumentar la temperatura. Las

temperaturas habituales son las siguientes:

Acero de %C<0,15: 350ºC (38 HRC), para máxima dureza e inoxidabilidad y 700ºC

para máxima tenacidad (15 HRC).

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.

Aceros de 0,65-1,20%C: 300ºC (58 HRC), alta dureza e inoxidabilidad.

Aceros con 2%Ni: 350ºC, buena dureza e inoxidabilidad.





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 <1 27-30 -

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 enpequeña 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.





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 piezasmoldeadas 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) posibilitadopor 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.





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, mayorcapacidad 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.





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 Cr 23C6. Estos carburos

precipitan en el borde de los granos austeníticos, quedando la zona próxima a losbordes 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 otrostipos 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.





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 lallamada “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.





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. Lasinclusiones 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 porpicaduras 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





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: 650ºCAcero 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.





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.





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 18-8con 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.





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-Cr-

Ni que contienen elementos alfágenos como el Si, Mo, W, Nb, Ti, etc., y que dan lugara 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.





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 dual-

phase) 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.





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





CAPÍTULO 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/cm 3. 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. Ladiferencia en la naturaleza de los enlaces en el grafito permite explicar la anisotropía de

sus propiedades.

Figura 1-1. Celdilla unidad del grafito

397

21. FUNDICIONES NO ALEADAS



398 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS

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:

Las transformaciones eutéctica y eutectoide aparecen para temperaturas algo

mayores en el diagrama estable.

Los porcentajes de carbono presente en las aleaciones con composiciones

eutéctica y eutectoide son algo menores que las del diagrama metaestable.

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 (% = 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





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 deestructuras 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

Fundiciones no Alineadas 399




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:

Cuanto menor sea la velocidad de enfriamiento mayor es la probabilidad de que

se forme grafito.

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 aleantesgrafitizantes 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 listaanterior, 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 1,7%S + 0,3) actúa como

grafitizante. El P también estabiliza ligeramente los carburos.





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:

Las fundiciones son aleaciones cuya solidificación finaliza con la formación de un

eutéctico hierro-carbono.

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 unaestructura 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.





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:

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, elporcentaje 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 ternariashierro-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.





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.

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:

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.

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.





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 cabedestacar los siguientes:

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 unaspiezas metálicas, conocidas como enfriadores, en posiciones adecuadas del molde

de arena.

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.

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.

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





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 elevadasresultan 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





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, , que viene dado por la expresión:

SiC3

51.Si34

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,





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 adiferentes estructuras

P Estructura

< 4,5 Fundición blanca4,5 - 6 Fundición atruchada6 - 10 Fundición gris perlí tica

10 - 14 Fundición gris ferrito-perlítica> 14 Fundición gris ferrítica





3. FUNDICIONES BLANCAS

Las fundiciones blancas pueden clasificarse en hipoeutécticas, eutécticas e

hipereutécticas en función de su microestructura, aunque las dos últimas carecen deaplicación 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.





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.





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 elnúcleo 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 yfundición 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.





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 ferrítico-

perlítica 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 ferrítico-

perlítica, 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).





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 - 3

%Si ; Ce’ = 0,8 - 9

%Si

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’ puedeobtenerse 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 +3

%Si +3

%

que para contenidos bajos de fósforo puede aproximarse por:

C.E. = %C +3

%Si

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.





Figura 4-1. Diagrama vertical de enfriamiento de una fundición gris hipoeutéctica de

matriz hipereutectoide


matriz perlítica






matriz ferrítico-perlítica

Figura 4-4. Diagrama vertical de enfriamiento de una fundición gris hipereutéctica de

matriz ferrítica





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 yeutécticas 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 láminaseutécticas 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





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 estaforma 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.





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 lasdendritas 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 dendritasalargadas 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 lugara 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.





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)





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 uncoeficiente 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 los490 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.





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 carbonoequivalente 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.





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 = 2

0,75·2000,2·10 =

3

1502·10

= 75000 MPa

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 normalesresistencias 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.





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 lubrificaciónreduciendo 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 oxidantesque 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.





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 aceroscomunes, 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.





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:

Espesor menor que 25 mm:

C=3,25% ; Si=2,25% ; Mn=0,50% ; P<0,25% ; S<0,10%

Espesor entre 25-50 mm:

C=3,25% ; Si=1,75% ; Mn=0,50% ; P<0,25% ; S<0,10%

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,





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 deóxidos de tierras raras (michmetal), etc.

La inoculación sólo se emplea para fundiciones de carbono equivalente bajo (3,2-

3,8%) 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 devapor, 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.





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 máquinas-

herramienta, 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)





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.





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 ferrítico-

perlítica 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 latemperatura 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 griseshipoeutécticas 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.





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 los760ºC 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.





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 determinael 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





CAPÍTULO 22: FUNDICIONES ESPECIALES

1. INTRODUCCIÓN. CLASIFICACIÓN DE LAS FUNDICIONESESPECIALES

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 lageometría 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.

431

22. FUNDICIONES ESPECIALES



432 CAPÍTULO 22: FUNDICIONES ESPECIALES

Las fundiciones con grafito modificado pueden clasificarse de la siguiente forma:

Fundiciones con grafito modificado por tratamiento térmico.

o Fundición maleable negra

o Fundición maleable blanca

o Fundición con grafito difuso

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:

Fundiciones grises aleadas: de matriz ferrítica, perlítica, bainítica, martensítica, o

austenítica. Fundiciones blancas aleadas: de matriz martensítica o ferrítica.

Las fundiciones aleadas no se estudiarán por tratarse de aleaciones más

especializadas.





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; Mn1,7·%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 redondeadoy 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.

Fundiciones Especiales. 433




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 largaduración, 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 deboro 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





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 disminuyenla 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.





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





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 inferiora 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, puesaumenta 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





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.





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 680º-

700ºC 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 delas 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,





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)


ingeniería y ciencia de los materiales metalicos

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