ingeniería y ciencia de los materiales metalicos
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Víctor M. Blázquez Martínez · Vicente Lorenzo Esteban
Benito del Río López
D XTRAEDITORIAL
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Benito del Río López
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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
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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’’’
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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
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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
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CAPÍTULO 21. FUNDICIONES NO ALEADAS 397
1. EL DIAGRAMA HIERRO-GRAFITO
2. FUNDICIONES: DEFINICIÓN Y CLASIFICACIONES
3. FUNDICIONES BLANCAS
4. FUNDICIONES GRISES
5. FUNDICIONES ATRUCHADAS
6. TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE LAS FUNDICIONES
CAPÍTULO 22. FUNDICIONES ESPECIALES 431
1. INTRODUCCIÓN. CLASIFICACIÓN DE LAS FUNDICIONES ESPECIALES
2. FUNDICIONES CON GRAFITO MODIFICADO
Abril de 2014
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 1
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
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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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 3
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
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4 CAPÍTULO 1: CRISTALOGRAFÍA
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.
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El concepto de intersticio, término que hace referencia a los huecos presentes en
una estructura cristalina, permite estudiar cómo se distribuye el espacio vacío que
aparece en todo cristal. En los cristales C.C. aparecen dos tipos diferentes de
intersticios, que se distinguen por su tamaño, que se conocen como mayores y
menores.
Los intersticios mayores de los cristales C.C. están limitados por cuatro iones
vecinos tal como los A, B, C y D de la figura 3-2(a). Conviene destacar que, a diferencia
de lo que sucede en otros sistemas cristalinos, los cuatro iones que limitan los
intersticios de este tipo no se encuentran sobre los vértices de un tetraedro regular. El
radio del mayor átomo que puede alojarse en uno de estos intersticios sin deformar el
cristal, 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
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6 CAPÍTULO 1: CRISTALOGRAFÍA
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
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de su celdilla unidad. Para un metal la densidad resulta ser la masa contenida en una
celdilla divida por su volumen, es decir, para celdillas cúbicas:
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.
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8 CAPÍTULO 1: CRISTALOGRAFÍA
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
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número es de 8 ya que se encuentran en el centro de los ocho cubos en que se puede
dividir la celdilla.
Algunos ejemplos de metales con estructura C.C.C. son el calcio, el aluminio, el
cobalto, el níquel, el platino, el cobre, el oro, la plata, el plomo y el hierro , 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 .
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10 CAPÍTULO 1: CRISTALOGRAFÍA
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
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último lugar reciben su nombre por contener las caras de los octaedros que limitan los
intersticios mayores de los cristales C.C.C.
(a) (b) (c)
Figura 3-6. (a) Plano compacto; (b) Apilamiento…ABCABC…del sistema C.C.C.
(c) Apilamiento…ABA…del sistema H.C.
La figura 3-7 muestra que los intersticios de los cristales con máxima compacidad,C.C.C. y H.C., deben tener la misma geometría (igual relación entre el tamaño y el
radio metálico), y deben aparecer en idéntica cantidad (igual relación entre el número
de intersticios de cada tipo y el número de iones por celdilla). Es decir, en la celdilla HC
debe haber 6 intersticios octaédricos con radio 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.
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12 CAPÍTULO 1: CRISTALOGRAFÍA
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 13
con esta elección, sólo para los sistemas cúbicos se trabaja con una referencia en la
que los tres ejes son mutuamente perpendiculares y en la que la unidad de medida es
la misma para los tres ejes.
La figura 4-1 ilustra el proceso que hay que seguir para obtener los índices de Miller
de un plano. El primer paso es determinar la distancia al origen de los cortes de dicho
plano con los ejes, a continuación se calculan los inversos de las distancias al origen y,
por último, se reducen las fracciones resultantes para obtener la terna de enteros más
sencilla posible h, k, l. Los índices de Miller del plano son estas tres cifras escritas entre
paréntesis sin ninguna separación, (hkl). Si como resultado de este proceso apareciera
alguna cantidad negativa, en lugar de colocar el signo menos delante de la cifra
correspondiente como es habitual, se coloca sobre ella.
Figura 4-1. Ejemplo de cálculo de los índices de Miller de un plano
Una cuestión que se puede plantear en este momento es por qué se afirma en el
párrafo anterior que los inversos de los cortes de los planos con los ejes se pueden
reducir a una terna de enteros. Esto es así porque no todos los planos que se puedan
definir en un cristal son interesantes en Cristalografía, sólo los planos que contienen
todos los átomos y que no tiene planos vacíos son de importancia para explicar las
propiedades de los cristales y para ellos la condición se cumple. Estos planos son los
únicos que producen difracción y se llaman planos cristalográficos.
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14 CAPÍTULO 1: CRISTALOGRAFÍA
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).
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 15
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
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16 CAPÍTULO 1: CRISTALOGRAFÍA
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.
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Figura 4-5. Planos cristalográficos en cristales C.C.C.
Figura 4-6. Planos cristalográficos en cristales H.C.
Los planos de máxima densidad planar son los compactos, figura 3-6 (a). Para el
sistema C.C., que no presenta planos compactos, los planos de mayor densidad son
los {101} que contienen la dirección compacta <111> en la que los átomos son todos
tangentes entre sí. En el sistema C.C.C. los planos compactos son los {111} y la
dirección compacta es la <110>. En el sistema H.C. los planos compactos son los
{0002} y las direcciones compactas las <2 1 10>.
Los planos y las direcciones compactas juegan un papel importante a la hora de
explicar ciertos aspectos del comportamiento de los sólidos cristalinos. Así, por
ejemplo, los primeros picos que aparecen en los diagramas de difracción de rayos X
son los debidos a los planos compactos o a los de mayor densidad en ausencia de
aquéllos.
En efecto, el ángulo correspondiente a las difracciones del plano (hkl) está
relacionado con la distancia interplanar por medio de la ley de Bragg:
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18 CAPÍTULO 1: CRISTALOGRAFÍA
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
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desplazamiento coincida con la distancia entre dos iones vecinos situados sobre la
misma.
Experimentalmente se comprueba que el deslizamiento se produce sobre los
planos con mayor densidad y a lo largo de las direcciones densas. Este resultado se
puede justificar cualitativamente teniendo en cuenta que los planos más densos son los
que presentan mayores espaciados y, por tanto, cabe esperar que la interacción entre
ellos sea menos intensa que la existente entre familias de planos con espaciados más
reducidos.
Se denominan sistemas de deslizamiento a los pares formados por un plano
cristalográfico con alta densidad planar y una dirección compacta contenida en 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
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20 CAPÍTULO 1: CRISTALOGRAFÍA
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.
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{123} {112}
Figura 4-7. Planos cristalográficos del sistema C.C., distintos del {110}, conteniendo
la dirección compacta <111>
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 23
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
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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
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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
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26 CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS
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.
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Temple: se enfría rápidamente de modo que la velocidad de cambio de temperatura
es mayor que la del proceso de paso al equilibrio, alcanzándose un estado que no
es estable. En el caso que se discute, el enfriamiento rápido puede provocar la
congelación a temperatura ambiente de la población de vacantes correspondiente a
la temperatura elevada. Ya se ha señalado que este estado no es de equilibrio pero
puede perdurar a temperatura ambiente: la cinética de paso al equilibrio a esta
temperatura es muy lenta de modo que, a efectos prácticos, se puede considerar
que la estructura permanece inalterada.
Como las dos estructuras que se consideran son diferentes las propiedades
también lo deben ser. La figura 2-2 que aparece a continuación presenta un primer
ejemplo de cómo es posible controlar la estructura de un metal y, en consecuencia, 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
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28 CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS
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
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purificación como por que se han introducido de forma controlada, se acostumbra a
hablar de impurezas.
La posición que ocupa una impureza en un cristal metálico depende de su
naturaleza:
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.
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30 CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS
Figura 2-3. Relación entre la deformación del parámetro del hierro, a/a, producido por
un 1% de diferentes impurezas en peso y los correspondientes coeficientes de
endurecimiento Ai
3. DEFECTOS LINEALES: DISLOCACIONES
3.1. Deformación plástica de un cristal ideal
Los experimentos demuestran que la deformación plástica de los cristales metálicos
se produce preferentemente por deslizamiento. Para que se active este mecanismo
microscópico de deformación por deslizamiento es necesario que la proyección de la
tensión de cizalla sobre el plano de deslizamiento supere un valor umbral: el esfuerzo
cortante crítico resuelto. Este esfuerzo es fácil de estimar para un cristal ideal por
medio de cálculos basados en la teoría de la Elasticidad Lineal, llegándose a un valor
aproximado de G/30 donde G es el módulo de cizalla.
Debe destacarse que la deformación elemental no se produce de forma simultánea
sobre todo el plano de deslizamiento si no que lo hace de modo progresivo. De acuerdo
con esto, la zona cizallada va creciendo conforme avanza el tiempo, denominándose
dislocación al límite que separa la parte del cristal que ya se ha cizallado de la que
todavía no lo está.
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Las dislocaciones, tal como se han definido, son regiones defectuosas que separan
dos zonas con la estructura de un cristal ideal: la parte deformada y la parte sin
deformar del cristal.
La existencia de estas dislocaciones en los cristales reales justifica la diferencia
existente entre la resistencia teórica del cristal ideal y la resistencia del cristal real, en el
caso del hierro 13000 MPa y 300 MPa, respectivamente.
3.2. Dislocaciones
El concepto de dislocación fue introducido de forma simultánea e independiente por
Taylor, Orowan y Polanyi en 1934. Uno de los motivos que hacen especialmente
llamativo el desarrollo del concepto de dislocación es que su existencia se justificó
durante años porque las dislocaciones permitían explicar de una forma satisfactoria el
comportamiento plástico de los cristales.
Hedges y Mitchell observaron por primera vez las dislocaciones en cristales de
halogenuros de plata en 1950 y, en 1956, se utilizó por primera vez la microscopía
electrónica de transmisión para el estudio experimental de estos defectos por Hirsch,Horne y Whelan e, independientemente, por Bothman.
Existen dos tipos básicos de dislocaciones que se conocen con los nombres de:
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.
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32 CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS
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
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deslizamiento. Además, se puede comprobar como, de acuerdo con la definición del
apartado anterior, la línea de dislocación separa en cada instante la parte del cristal
que ya se ha cizallado de la que lo hará posteriormente, y como queda cizallado el
cristal cuando la dislocación alcanza su superficie.
Figura 3-3. Movimiento de una dislocación de tornillo bajo la acción de una tensión de
cizalla,
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
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34 CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS
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.
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Para metales puros recocidos (que han sufrido un tratamiento térmico que permite
aproximar su estructura al equilibrio y tiende a reducir la población de defectos) los
valores medidos para la densidad de dislocaciones son del orden de 10 12 m-2. En
cristales que han sido deformados severamente, la densidad de dislocaciones puede
llegar a ser 4 órdenes de magnitud mayor, 1016 m-2.
El párrafo anterior indica que la población de dislocaciones se puede modificar tanto
por deformación como por tratamiento térmico y que, por tanto, es posible controlarla
dentro de ciertos límites en los procesos tecnológicos. De acuerdo con esto, deben
existir ciertos mecanismos de aniquilación y de generación de dislocaciones que
justifiquen estas variaciones de su densidad.
A continuación se presenta un ejemplo de una situación que conduce a la
aniquilación de dislocaciones. En la figura 3-5 se pueden ver dos dislocaciones de
tornillo de sentido opuesto que se encuentran sobre el mismo plano. Si ambas
dislocaciones se mueven bajo la acción de la tensión , tienden a aproximarse y al
coincidir desaparecen quedando la zona del cristal que se considera libre de defectos.
Figura 3.5. Dos dislocaciones de tornillo con signo opuesto
moviéndose en el mismo plano
La disminución de energía elástica del cristal asociada a la aniquilación de
dislocaciones hace que este proceso se pueda producir de forma espontánea sin
intervención de una tensión aplicada. Esto se debe a que las dislocaciones actúan a
distancia: su campo de tensiones se extiende por el cristal hasta distancias mucho
mayores que |b|. Las dos dislocaciones de sentido opuesto de la figura 3-5 se atraen
de modo similar a como lo hacen dos cargas eléctricas de signo opuesto.
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36 CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS
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.
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Figura 3-6. Endurecimiento por formación de solución sólida del cobre medido por la
variación de su resistencia con el contenido de aleantes. Las cifras que aparecen tras
cada elemento hacen referencia a la diferencia porcentual entre su radio metálico y el
del cobre
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
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38 CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS
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
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reducidas. Tras la maduración, nombre del tratamiento térmico que provoca la
aparición de los precipitados, los duraluminios pueden presentar resistencias a la
tracción que varían entre 300 y 600 MPa mientras que la de los duraluminios
recocidos ronda los 200 MPa.
4. DEFECTOS SUPERFICIALES
4.1. Bordes de grano
Las estructuras de los metales, en la gran mayoría de las ocasiones, son
policristalinas, es decir, los metales son agregados de granos. Cada uno de los granos
es una región que presenta la ordenación tridimensional de un cristal, que tiene
dimensiones que van desde el orden de los micrómetros hasta el de los milímetros y
que, en metales recocidos, se orienta al azar respecto a los granos vecinos. Sólo
cuando se toman precauciones muy especiales en el proceso de fabricación es posible
obtener monocristales.
Se llama borde de grano a la interfase que separa dos granos vecinos. Estas 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
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40 CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS
muestra en la figura 4.1, resulta de truncar los seis vértices de un octaedro
regular.
Figura 4.1. Representación en perspectiva de un tetracaidecaedro
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
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energía asociado a los bordes de grano resulta tanto menor cuanto mayor es la
densidad de posiciones de coincidencia. De acuerdo con esto, las orientaciones de
granos vecinos tenderán a maximizar la coherencia.
Figura 4-2. Estructura de dislocaciones en un borde de grano simétrico
La agrupación de dislocaciones que se muestra en la figura 4-2 es un ejemplo de lo
que se conoce como sistemas de dislocaciones de baja energía, LEDS. Esta
disposición de las dislocaciones permite reducir la energía libre del conjunto al
acomodar las tensiones, ya que los esfuerzos de compresión que aparecen por encima
del plano de deslizamiento de cada una de las dislocaciones del sistema, se ven
parcialmente compensados con los esfuerzos de tracción que aparecen por debajo 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.
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42 CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS
Un detalle de la micrografía 4-1, que es consecuencia de las particularidades de la
estructura policristalina de los metales y conviene comentar, es la diferencia de
tonalidades entre los distintos granos. Al pulir una sección del material para la
observación microscópica, los planos cristalográficos que muestran cada uno de los
granos cortados se distribuyen al azar. Como la distribución de átomos en los distintos
planos cristalinos es diferente, la intensidad con la que se produce el ataque químico
sobre cada uno de ellos también lo debe ser y, por tanto, deben aparecer diferencias
en las coloraciones que presentan.
Micrografía 4-1. Estructura granular del hierro de alta pureza atacado con nital (200x)
En muchos procesos de interés tecnológico se actúa sobre el tamaño y la
morfología de los granos, porque sus bordes son defectos que tienen una influencia
importante sobre algunas de las propiedades mecánicas de los materiales metálicos.
Como los bordes de grano son irregularidades en el ordenamiento cristalino, su
presencia ha de restar movilidad a las dislocaciones y, en consecuencia, va a provocar
endurecimiento en los metales. Como se ha discutido en un párrafo anterior, la
superficie específica de borde de grano crece al disminuir el tamaño de los granos, por
tanto, al afinar el grano de un metal se consigue endurecerlo.
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Este efecto viene descrito cuantitativamente por la ley de Hall-Petch, que, al
comienzo de la década de los 50, comprobaron que la dureza H de los metales
aumentaba linealmente con el inverso de la raíz cuadrada del diámetro del grano:
H = H0 + ky d-1/2
donde 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
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44 CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 45
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
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46 CAPÍTULO 2: DEFECTOS EN CRISTALES METÁLICOS
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 47
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
Defectos en Cristales Metálicos. 47
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 49
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
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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
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2. SOLUCIONES SÓLIDAS
2.1. Soluciones sólidas de sustitución desordenadas
Cuando los átomos de un elemento B sustituyen a los de otro A conservando la red
de este último se dice que se ha formado una solución sólida de sustitución extrema,
primaria o terminal, en la que A es el disolvente y B el soluto. Estas soluciones sólidas
se designan con letras griegas para distinguirlas de los metales puros. En las
soluciones sólidas extremas el metal que conserva su red es el disolvente, y cuando
ambos poseen igual red se considera así al que interviene en mayor proporción
atómica.
Hay veces en las que dos elementos forman redes que no son la de ninguno de
ellos, la solución sólida formada se llama ahora solución sólida intermedia o
secundaria, siendo nuevamente ahora el disolvente el elemento que se encuentra en
mayor proporción atómica. Estas soluciones sólidas intermedias responden a distintos
criterios de formación que las extremas o primarias, siendo más parecidas a los
compuestos químicos que a las soluciones sólidas primarias, como se estudiará más
adelante.
A veces, por la semejanza de las soluciones sólidas intermedias con los
compuestos químicos, es posible encontrar en aquéllas redes semejantes a las de las
soluciones sólidas extremas, aunque de parámetros reticulares y compacidades muy
distintas; es decir, no es estrictamente cierto que las soluciones sólidas intermedias
deban tener red distinta que las extremas.
Se entiende que una solución sólida extrema es desordenada cuando los átomos de
soluto ocupan aleatoriamente cualquiera de las posiciones de la red del disolvente.
Estas soluciones sólidas desordenadas son las más habituales y las que poseen un
mayor carácter metálico de todas las fases que pueden integrar una aleación.
El criterio de formación de las soluciones sólidas es el de la llamada “afinidad de
disolución” que posibilita la obtención de un cristal mixto con menor energía libre y, por
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52 CAPÍTULO 3: FASES DE LAS ALEACIONES METÁLICAS
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
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electroquímica la tendencia será a la formación de un compuesto químico y no a la de
una solución sólida, independientemente del radio relativo de los átomos.
El carácter electropositivo de un elemento es tanto mayor cuanto más a la izquierda
se encuentre en el Sistema Periódico y cuanto más elevado sea su número atómico y,
al contrario, el carácter electronegativo es más acentuado al desplazarse hacia la
derecha y arriba del Sistema Periódico. Esto justifica que elementos como el selenio y
teluro no formen soluciones sólidas con los metales alcalinos y alcalino-térreos y sí
seleniuros y telururos, mientras que con elementos de transición forman soluciones
sólidas aunque de solubilidad restringida.
Temperatura: una elevación de temperatura conduce a una dilatación de la red y, 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.
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54 CAPÍTULO 3: FASES DE LAS ALEACIONES METÁLICAS
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
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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
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de soluto con respecto a la teórica. Estas “fluctuaciones” de composición se encuentran
en tanto menor número cuanto mayor sea la diferencia de composición y son de gran
importancia en los procesos de germinación de cristales de una nueva fase de
composición muy distinta a la de la solución sólida inicial. Las atmósferas de Cottrell
son un ejemplo más de la existencia de las fluctuaciones.
Sin embargo, hay soluciones sólidas de sustitución desordenadas a elevada
temperatura que muestran una tendencia a situar los átomos de soluto en posiciones
fijas de la celdilla con el enfriamiento, dando lugar a soluciones sólidas ordenadas,
“superredes” o “superestructuras”. La formación de estas superredes obedece a
criterios de estabilidad basados en la menor deformación asociada a las redes
ordenadas y requiere la difusión de los átomos de soluto desde posiciones aleatorias 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.
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Existen muchos ejemplos de soluciones sólidas, extremas o intermedias, que sufren
reacciones de ordenación: Cu3Au; CuAu; CuAu3; Fe3Al; FeAl; CuZn; AuCd; AlNi; Ni3Fe;
Co3Al; AlTi; NiPt, etc. Sin embargo, el más ilustrativo es el sistema Cu-Au pues
estudiando la variación de resistividad eléctrica de estas aleaciones se descubrió la
reacción de ordenación, al comprobarse que aquélla variaba sin que variara la
composición ni la microestructura.
El Cu y el Au cristalizan en el sistema C.C.C. siendo sus diámetros atómicos de
0,255 y 0,288 nm, respectivamente, con 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.
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58 CAPÍTULO 3: FASES DE LAS ALEACIONES METÁLICAS
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
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Sin embargo, la “martensita”, fase de carácter metaestable que recibe su nombre
del metalúrgico alemán Martens, es una solución sólida sobresaturada de C en la ferrita
(figura 2-3). El carbono puede ocupar las posiciones del centro de las cuatro aristas de
la altura y en el centro de las dos caras basales de la red tetragonal, admitiendo hasta
un 2% en peso debido a la menor distorsión de la red tetragonal con respecto a la
cúbica. La alta dureza y resistencia mecánica de esta fase es debida, por tanto, a la
sobresaturación de carbono y la distorsión alcanzada. En la martensita existe un átomo
de carbono por cada 5,27 celdillas, aproximadamente.
Figura 2-3. Red de la martensita
Con carácter general el aumento de resistencia y dureza de las soluciones sólidas
de inserción es superior al de las de sustitución, a pesar de ser mucho menor el
porcentaje de soluto que aquéllas admiten.
3. COMPUESTOS DEFINIDOS DE VALENCIA ANORMAL
Se ha visto anteriormente que las celdillas de las soluciones sólidas ordenadas
responden a una relación atómica definida como la de los compuestos químicos, en
dicho sentido las superredes son fases intermedias entre las soluciones desordenadas
y los compuestos químicos. En las aleaciones aparecen además de las soluciones
sólidas y de los compuestos químicos de valencia normal, otras fases que son similares
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60 CAPÍTULO 3: FASES DE LAS ALEACIONES METÁLICAS
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.).
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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.
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62 CAPÍTULO 3: FASES DE LAS ALEACIONES METÁLICAS
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.62
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 63
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)
Fases de las Aleaciones Metálicas. 63
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64 CAPÍTULO 3: FASES DE LAS ALEACIONES METÁLICAS
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.64
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 65
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
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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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.66
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 67
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
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68 CAPÍTULO 4: DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASE
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.68
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 69
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
Difusión. Transformaciones de Fase. 69
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70 CAPÍTULO 4: DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASE
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
,
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 71
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.
Difusión. Transformaciones de Fase. 71
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72 CAPÍTULO 4: DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASE
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
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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
Difusión. Transformaciones de Fase. 73
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74 CAPÍTULO 4: DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASE
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:
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 75
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.
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76 CAPÍTULO 4: DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASE
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 77
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.
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78 CAPÍTULO 4: DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASE
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:
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 79
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
Difusión. Transformaciones de Fase. 79
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80 CAPÍTULO 4: DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASE
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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.80
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 81
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
Difusión. Transformaciones de Fase. 81
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82 CAPÍTULO 4: DIFUSIÓN. TRANSFORMACIONES DE FASE
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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.82
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 83
maclado, distinguiéndose de éste en que la fase martensítica posee una red distinta,
mientras que las zonas macladas tienen idéntico retículo.
La transformación martensítica es prácticamente instantánea al ser el
desplazamiento relativo muy pequeño, y aunque no se conoce la naturaleza individual
de los movimientos atómicos en la región de la interfase, probablemente más
complicado que los de maclado, lo cierto es que la transformación transcurre a
velocidades del orden de la de propagación del sonido en el cristal.
La cantidad de fase martensítica obtenida es, por tanto, independiente del tiempo y
función de la temperatura. Enfriamientos posteriores reanudan la transformación, hasta
alcanzar una temperatura final de transformación Mf .
Las transformaciones martensíticas se presentan en muchos metales polimórficos y
sus aleaciones (Fe, Ti, Zr, Co, Na, Te, Li, etc.), siendo en muchos casos la
transformación reversible, volviéndose a obtener la fase original por calentamiento de la
martensítica, si bien aparece un fenómeno de histéresis durante el transcurso del ciclo.
Esta reversibilidad no aparece, sin embargo, en la transformación martensítica del
acero.
Otra diferencia entre la transformación martensítica del acero con las
transformaciones de otras aleaciones es que la del acero es una transformación
“atérmica”, es decir, la permanencia a una cierta temperatura intermedia entre Ms y Mf
no sólo no conduce a un aumento de la transformación, sino que por el contrario la
estancia isotérmica conduce a una estabilización de la interfase que se traduce en la
necesidad de un mayor subenfriamiento para reiniciar la transformación. La
estabilización de la intercara posiblemente sea debida a la relajación de tensiones
asociada al mantenimiento isotermo, tensiones que son necesarias para la
transformación martensítica. La influencia del estado tensional en la transformación se
pone de manifiesto en la posibilidad de obtener fase martensítica por encima de la
temperatura Ms cuando previamente se deforma plásticamente la fase inicial, y como
era de prever los aumentos de temperatura por encima de Ms disminuyen la cantidad
de fase martensítica obtenida
Difusión. Transformaciones de Fase. 83
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 85
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
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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 ́
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 87
Se conoce por fase (F) cada una de las partes físicamente homogéneas y
diferenciables de un sistema. Componente (C) es cada una de las especies
moleculares químicas que permiten definir cuantitativamente la composición de todas
las fases del sistema. Para aleaciones binarias C=2. El número de las reacciones
químicas posibles entre los C componentes se expresa por R, mientras que R´ son las
relaciones adicionales posibles entre las distintas fases.
La varianza (V) o grados de libertad (L) es el número de variables intensivas que
pueden modificarse diferencialmente en el sistema sin que se altere el equilibrio, es
decir, sin que varíe el número de fases y su naturaleza. De hecho es el número de
variables intensivas que hay que fijar para definir el sistema (presión, temperatura y
concentración).
En los sistemas metalúrgicos, en los que excepto en técnicas de vacío, la presión
es siempre la presión atmosférica y, por tanto, constante, la Regla de las Fases se
suele escribir:
V=C+1-F-R-R´ (P=cte)
y las únicas variables son la temperatura y la concentración.
3. PRINCIPIO DE LE CHATELIER
Cuando un sistema no está en equilibrio la Regla de las Fases no es aplicable y es
el Principio de Le Chatelier el que define la forma en que debe evolucionar el sistema.
El principio de Le Chatelier establece que, cuando la modificación de una de las
variables altera el estado de equilibrio de un sistema, éste evoluciona en el sentido de
oponerse a la causa que lo modifica.
En los sistemas metalúrgicos, en los que la concentración de la aleación es
conocida de antemano, es la temperatura la variable que rige los cambios de equilibrio
y el Principio de Le Chatelier se establece en la siguiente forma:
Diagramas Binarios de Equilibrio. 87
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88 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
“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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 89
durante el enfriamiento se traduce en un desprendimiento de calor, se produce una
alteración respecto a la curva de enfriamiento temperatura-tiempo de un sistema que
no sufre transformación alguna.
La curva de enfriamiento de un cuerpo que no sufre transformación alguna cuando
se enfría lentamente en un recinto isotermo, cuya temperatura permanece constante, y
en el que el intercambio de calor entre la muestra y el medio se hace por convección,
es una exponencial llamada exponencial de Vant´Hoff.
En efecto, la pérdida de calor dQ de la muestra, de capacidad calorífica constante
C, es proporcional a la diferencia de temperatura T entre la muestra y el recinto, luego
para el tiempo dt será:dQ=K·T·dt
Durante el tiempo dt la variación dT de temperatura de la muestra es:
dQ=-C·dT
por tanto:
K·T·dt=-C·dT
dT/T= -K·dt/C ; T=T0 e -Kt/C
siendo To la diferencia de temperatura entre la muestra y el recinto para el instante
inicial y K una constante que depende de la morfología del sistema.
Como los desprendimientos de calor que se producen en las transformaciones 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.
Diagramas Binarios de Equilibrio. 89
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90 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 91
Los diagramas binarios se clasifican atendiendo a la solubilidad o insolubilidad en
los estados líquido y sólido entre los dos metales, pudiendo existir los siguientes casos:
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 .
Diagramas Binarios de Equilibrio. 91
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92 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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
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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
Diagramas Binarios de Equilibrio. 93
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94 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 95
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
Diagramas Binarios de Equilibrio. 95
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96 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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”.
7. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LÍQUIDO Y
PARCIAL EN ESTADO SÓLIDO
7.1. Diagrama con punto eutéctico
En la figura 7-1 se representa un diagrama con punto eutéctico entre dos metales A
y B que presentan una solubilidad restringida en estado sólido.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 97
El metal A es capaz de mantener en solución un m% de B a temperatura ambiente,
e incrementa su solubilidad con la temperatura hasta alcanzar un máximo del p% de B
a la temperatura eutéctica TE.
El metal B disuelve un (100-n)% de A a temperatura ambiente y un (100-q)% a la
temperatura eutéctica.
Este es el caso más habitual, siendo la solubilidad creciente con la temperatura,
(solubilidad positiva), pero la solubilidad pudiera ser decreciente con la temperatura,
(solubilidad negativa) o prácticamente independiente de aquélla.
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
Diagramas Binarios de Equilibrio. 97
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98 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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(+).
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.98
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 99
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(+)
+ +
Diagramas Binarios de Equilibrio. 99
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100 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.100
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 101
su meseta lE , y las solubilidades p% de B en A y (100-q)% de A en B a la temperatura
TE.
Figura 7-4. Triángulo de Tamman para microconstituyente eutéctico
El hecho de solidificar conjuntamente las dos soluciones sólidas eutécticas confiere
una morfología característica a los eutécticos. En primer lugar debe tenerse en cuenta
que el líquido eutéctico es el último en solidificar y, por tanto, rodea a los granos de la
fase previamente solidificada, lo que implica que tiende a ser el llamado
microconstituyentes “matriz” (figura 7-5) –aquél que engloba al resto de
microconstituyentes, llamados ahora “dispersos”- y sólo cuando su proporción sea muy
pequeña pasará a ser constituyente disperso. En cualquier caso la tendencia a orlar o
rodear los granos de los constituyentes solidificados previamente, confiere a los
eutécticos unos contornos redondeados que los distinguen netamente del resto 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.
Diagramas Binarios de Equilibrio. 101
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102 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.102
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 103
El menor punto de fusión de la aleación eutéctica con respecto al resto de
aleaciones del diagrama binario, confiere a estas aleaciones una excelente colabilidad
y, por tanto, son aleaciones preferentes para el conformado por fundición. Es frecuente,
sin embargo, que las aleaciones más utilizadas sean ligeramente hipo o
hipereutécticas, por las beneficiosas propiedades que puede inducir el depósito inicial
de las fases proeutécticas.
7.1.1. Eutécticos anormales o divorciados
Cuando los metales A y B presentan temperaturas de fusión muy distintas y 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(+)
+
+
Diagramas Binarios de Equilibrio. 103
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104 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.104
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 105
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
Diagramas Binarios de Equilibrio. 105
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106 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.106
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 107
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
Diagramas Binarios de Equilibrio. 107
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108 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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)
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.108
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 109
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
+
+
Diagramas Binarios de Equilibrio. 109
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110 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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(+)
+
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.110
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 111
8. DIAGRAMAS DE SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO LÍQUIDO Y
DE INSOLUBILIDAD EN ESTADO SÓLIDO
Estos diagramas son similares a los anteriores pero al ser nula la solubilidad 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)
Diagramas Binarios de Equilibrio. 111
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112 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.112
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 113
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)
Diagramas Binarios de Equilibrio. 113
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114 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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)
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 115
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
Diagramas Binarios de Equilibrio. 115
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116 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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).
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 117
Figura 9-3. Esquemas de:(a) Microestructura de equilibrio de la aleación Cu-30%Pb.
(b) Microestructura industrial de la misma aleación
Las aleaciones hipermonotécticas con contenidos superiores al 45%Pb no se
utilizan industrialmente pues, además de su escasa resistencia mecánica, 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
Diagramas Binarios de Equilibrio. 117
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118 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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)
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.118
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 119
11. TRANSFORMACIONES EN ESTADO SÓLIDO
En toda la exposición anterior se ha supuesto, por simplificar, que por debajo de la
línea de solidus no existía ningún tipo de transformación, excepción hecha de 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..
Diagramas Binarios de Equilibrio. 119
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120 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.120
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 121
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
´
+´
Diagramas Binarios de Equilibrio. 121
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122 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.122
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 123
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
Diagramas Binarios de Equilibrio. 123
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124 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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,
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.124
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 125
según interese que predominen las propiedades de resistencia de la laminar o las
plásticas de la globular, respectivamente.
Figura 11-7. (a) Microestructura de la aleación m%B del diagrama de la figura 11-5 a
T>Te; (b) Microestructura a temperatura ambiente de la aleación m%B del diagrama de
la figura 11-5
11.3.2. Transformación peritectoide
Similar a la peritéctica pero entre fases en estado sólido: S1 + S2 S3 (F = 3, V = 0)
siendo, nuevamente, las fases sólidas metales puros, soluciones sólidas o compuestos.
Esquemas de reacciones peritectoides se encuentran en la figura 11-9 a, b y c.
Figura 11-9. (a) Reacción peritectoide entre soluciones sólidas: +. (b) Reacción
peritectoide entre solución sólida y compuesto definido: +C. (c) Reacción
peritectoide entre metal puro y solución extrema: A+
Diagramas Binarios de Equilibrio. 125
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126 CAPÍTULO 5: DIAGRAMAS BINARIOS DE EQUILIBRIO
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
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%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
Diagramas Binarios de Equilibrio. 127
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 129
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
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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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.130
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 131
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+
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132 CAPÍTULO 6: SOLIDIFICACIÓN
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 133
El peligro de los recocidos de homogeneización es utilizar una temperatura superior
a la TSr , desconocida en la práctica, pues se produciría el “quemado” de la aleación,
consistente en la aparición de líquido en los bordes de los granos, de menor
temperatura de fusión, intermedia entre TSr y TSt, su oxidación durante el
mantenimiento y la consiguiente desagregación de la aleación por la retícula de óxido
obtenida tras el enfriamiento a temperatura ambiente.
Para aleaciones forjables la conformación en caliente permite una mejor reducción
de la heterogeneidad menor pues, además de eliminar la microporosidad típica de los
productos fundidos, afinar el grano, etc., se rompe la estructura dendrítica
disminuyendo las distancias a recorrer por difusión.
2.2. Heterogeneidad menor en el caso de solubilidad parcial con reacción
eutéctica
Va a estudiarse ahora la microsegregación en el caso de una solución sólida
extrema que presenta una reacción eutéctica (figura 2-2).
Una aleación con el x%B presentará una curva real de solidificación como la 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.
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134 CAPÍTULO 6: SOLIDIFICACIÓN
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 135
3. HETEROGENEIDAD MAYOR
Es fácil comprender que si la solidificación de una solución sólida partiendo de un
líquido homogéneo conduce a una heterogeneidad química a escala microscópica(granos más ricos en su interior en el metal de mayor punto de fusión), mayor será aún
la heterogeneidad química a escala macroscópica del lingote, cuando ni siquiera puede
garantizarse la homogeneidad térmica y química del metal líquido. Esta heterogeneidad
química se conoce como heterogeneidad o segregación mayor y su importancia en la
calidad de las aleaciones es considerablemente superior a la heterogeneidad menor
estudiada anteriormente.
El origen de la heterogeneidad mayor, supuesto inicialmente un líquido homogéneo
químicamente, está en que no todos los puntos del lingote solidifican al mismo tiempo,
y durante la solidificación hay un desplazamiento relativo de las fases de origen
distinto: desplazamiento por difusión en la fase líquida y desplazamiento mecánico de
fases en distinto estado de agregación.
a) Desplazamiento por difusión en la fase líquida
En el lingote existen dos gradientes de temperatura, uno horizontal y otro vertical,
aunque para lingoteras de altura muy superior a su diámetro puede suponerse que el
gradiente vertical es muy pequeño y la cesión de calor sólo se produce en el sentido
radial. Este gradiente térmico conduce a una heterogeneidad en el líquido,
enriqueciéndose éste en elementos que hacen descender la temperatura del liquidus
en las zonas centrales del lingote que solidifican en último lugar.
Esta segregación producida mientras hay continuidad en la fase líquida se conoce
como segregación normal, radial o centrípeta, y es tanto mayor cuanto mayor sea el
lingote y más lenta, por consiguiente, la solidificación.
La segregación normal justifica que la corteza exterior de los lingotes de acero, de
solidificación prácticamente instantánea, tengan la composición del líquido; luego
contiguos a la corteza aparecen los llamados “contornos de solidificación”, claramente
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136 CAPÍTULO 6: SOLIDIFICACIÓN
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 137
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.
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138 CAPÍTULO 6: SOLIDIFICACIÓN
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 139
La estructura columnar es indeseable cara a la anisotropía de propiedades que
comunica al metal y a su peor conformabilidad por forja o laminación, pues pueden
aparecer grietas durante el conformado paralelas al eje mayor de los cristales
columnares. Sin embargo, la obtención de piezas con estructura columnar completa,
mediante técnicas de solidificación dirigida, es muy conveniente para el trabajo a
fluencia, cuando la orientación de las dendritas es la misma que la dirección del
esfuerzo mecánico, o bien cuando se pretende obtener una marcada anisotropía, por
ejemplo, la anisotropía magnética en imanes para reducir los problemas de
apantallamiento magnético entre imanes próximos.
c) Zona de granos equiáxicos
Según disminuye el gradiente térmico hacia el interior del lingote los granos
solidificados carecen de ejes preferenciales y son de tipo equiáxico, siendo más ricos
en elementos que disminuyen el punto de fusión.
En la figura 4-1 se representa la macrografía de las secciones longitudinal y
transversal de un lingote de acero.
Figura 4-1. Macrografías de las secciones longitudinal
y transversal de un lingote de acero. (A.P.Guliáev)
La existencia o no del “rechupe” en la parte superior del lingote, originado
fundamentalmente por la contracción asociada al cambio de estado, depende de la
disposición de colada y del tipo de acero (contenido en carbono, gases disueltos, etc.).
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140 CAPÍTULO 6: SOLIDIFICACIÓN
La heterogeneidad estructural obtenida en el lingote es modificada por el
conformado en caliente (forja, laminación, etc.) de forma que las dendritas se alargan
en la dirección de la deformación y se convierten en “fibras”, adquiriendo el metal una
anisotropía que hace que la resistencia mecánica en el sentido del fibrado sea superior
a la del sentido transversal.
En la figura 4-2 se aprecia la macroestructura de un gancho forjado en el que se
revela el fibrado.
Figura 4-2. Macroestructura de un gancho forjado en el que se revela el fibrado
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 141
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.
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7. CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES
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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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 143
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
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144 CAPÍTULO 7: CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 145
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
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146 CAPÍTULO 7: CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 147
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,
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148 CAPÍTULO 7: CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 149
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.
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150 CAPÍTULO 7: CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 151
ambos tipos de comportamiento atendiendo a diversos criterios como puede ser, por
ejemplo, un valor dado de la energía absorbida (normalmente 20 J).
Figura 4-2. Curvas de variación con la temperatura de la energía absorbida en la
fractura de una aleación con estructura H.C. (la de magnesio), de otra con estructura
C.C.C. (el latón) y una tercera C.C. (el acero)
5. ENSAYOS DE FATIGA
En muchas aplicaciones de interés técnico un componente estructural ha de trabajar
sometido a la acción de cargas oscilantes de diferente naturaleza (tracción,
compresión, torsión, flexión, ...), con un valor inferior al necesario para llegar a producir
la deformación plástica en condiciones de carga estática. La experiencia demuestra
que bajo estas solicitaciones que se dan, por ejemplo, en el funcionamiento de
máquinas alternativas o en el caso de elementos estructurales sometidos a vibraciones,
se puede producir la rotura como consecuencia del proceso que se conoce con el
nombre de fatiga. Como estas condiciones de carga son relativamente frecuentes, es
necesario conocer cuál es la respuesta de un metal sometido a la acción de cargas
moderadas que varían en el tiempo, finalidad para la que se han desarrollado los
ensayos de fatiga.
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152 CAPÍTULO 7: CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES
Para analizar los resultados de los experimentos se suelen trazar curvas donde se
representa la tensión máxima aplicada frente al número de ciclos necesarios para
producir la fractura. Estas curvas son conocidas como curvas de Wholer y resultan
similares a la de la figura 5-1. Esta figura muestra que un material sometido a cargas
fluctuantes, cuya magnitud es inferior a su resistencia a la tracción, puede llegar a la
fractura siempre que los esfuerzos se apliquen durante un número de ciclos
suficientemente elevado.
Figura 5-1. Curva de Wholer para un acero de baja aleación
Antes de entrar a discutir estas curvas conviene señalar que las medidas que
resultan de los ensayos de fatiga son las que presentan mayor dispersión entre todas
las resultantes de los ensayos mecánicos descritos con anterioridad. Así, si se
cuantifica la variación de una medida por el cociente entre la desviación típica y el valor
promedio obtenido, para el límite elástico se obtienen valores del 3%, para la dureza y
la resistencia a la tracción del 5% mientras que para la fatiga raramente se baja del
10%. Por esta razón la curva realmente corresponde a algún promedio de los
resultados de varios experimentos. Una consecuencia importante de lo anterior es que,
en problemas cuyos datos proceden de ensayos de fatiga, las decisiones deben
tomarse atendiendo a criterios probabilísticos.
La forma de la curva de Wholer depende de la naturaleza del metal ensayado y así,
en el caso particular de los aceros no aleados y de los aceros de baja aleación,
aparecen curvas como la de la figura 5-1 con un tramo terminal que resulta ser
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 153
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
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154 CAPÍTULO 7: CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 155
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
Caracterización Mecánica de los Metales. 155
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156 CAPÍTULO 7: CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES
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.
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Un detalle llamativo de estas curvas es que el eje de abscisas se extiende hasta más
allá de 100000 horas o, lo que es lo mismo, más allá de 10 años.
Como es evidente que estos resultados no pueden proceder de un experimento de
tal duración, cabe plantearse cuál ha sido el procedimiento seguido para construir la
figura en cuestión. Los diagramas como el que se considera se construyen a partir de
los resultados de experimentos de duración reducida aplicando la equivalencia entre
tiempo y temperatura. Estos métodos consisten en asumir que la tensión de rotura es
función de un único parámetro que depende de la temperatura de ensayo y del tiempo
de rotura:
(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
Caracterización Mecánica de los Metales. 157
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158 CAPÍTULO 7: CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES
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.
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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
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160 CAPÍTULO 7: CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 161
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
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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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 163
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
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164 CAPÍTULO 8: DIAGRAMA HIERRO-CEMENTITA
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)
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.164
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 165
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.
Diagrama Hierro-Cementita. 165
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166 CAPÍTULO 8: DIAGRAMA HIERRO-CEMENTITA
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%.
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El resto de las aleaciones descritas por el diagrama hierro-cementita, aquéllas cuyo
contenido en carbono es superior al 2,1%, son frágiles en caliente como consecuencia
de la presencia del eutéctico ledeburita y, en consecuencia, sólo se pueden conformar
por moldeo. Por este motivo, las aleaciones citadas se clasifican entre las fundiciones
siendo conocidas como fundiciones blancas.
Figura 2-2. Diagrama de constituyentes hierro-cementita donde 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
Diagrama Hierro-Cementita. 167
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168 CAPÍTULO 8: DIAGRAMA HIERRO-CEMENTITA
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
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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.
Diagrama Hierro-Cementita. 169
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170 CAPÍTULO 8: DIAGRAMA HIERRO-CEMENTITA
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
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temperatura crítica superior y se llega a tener una estructura austenítica o de
tratamientos intercríticos en el resto de los casos.
Figura 3-2. Curva dilatométrica de un acero obtenida con un dilatómetro Chevenard
diferencial (velocidad de calentamiento y enfriamiento: 150 °C/h)
Como la posición de los puntos críticos depende de distintos factores cuya
influencia puede resultar difícil de cuantificar, es necesaria su determinación
experimental. Por esta razón, los fabricantes de aceros habitualmente incluyen las
temperaturas críticas entre las características de sus productos.
4. DIAGRAMA Fe-Fe3C SIMPLIFICADO
Aunque el estudio y clasificación de los diferentes tipos de acero es una cuestión
que se abordará con detalle en capítulos posteriores, en este momento 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.
Diagrama Hierro-Cementita. 171
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172 CAPÍTULO 8: DIAGRAMA HIERRO-CEMENTITA
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.
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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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 175
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
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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.
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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
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178 CAPÍTULO 9: CONSTITUYENTES DE LOS ACEROS RECOCIDOS
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
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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.
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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)
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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
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182 CAPÍTULO 9: CONSTITUYENTES DE LOS ACEROS RECOCIDOS
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
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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
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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.
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La ferrita de un acero con un contenido en carbono inferior al límite de
solubilidad, 0,022% C, no está saturada a 727°C. Cuando este acero se enfría
lentamente desde la citada temperatura hasta temperatura ambiente
prácticamente todo el carbono disuelto en la ferrita debe segregarse en forma de
cementita. La cantidad de cementita que se forma en estas condiciones es muy
pequeña y aparece en forma de cristales alargados dispuestos a lo largo de los
bordes de grano de la ferrita. Esta morfología de la cementita, que se muestra
en la micrografía 3-4, recibe el nombre de cementita terciaria o cementita
vermicular.
Micrografía 3-2. Agujas de cementita Widmanstätten y cementita reticular en un acero
al carbono hipereutectoide en bruto de colada. El ataque con picrato ha sido más corto
que el utilizado para obtener la micrografía 3-1 de modo que no se ha oscurecido la
cementita eutectoide (200x)
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186 CAPÍTULO 9: CONSTITUYENTES DE LOS ACEROS RECOCIDOS
Micrografía 3-3. Cementita globular sobre matriz de ferrita tras ataque con picrato
sódico alcalino en caliente observada a 200x (compárese con micrografía 2-5)
Micrografía 3-4. Cementita vermicular en el borde de grano de la ferrita en un acero con
muy bajo contenido en carbono (1000x, ataque nital)
Además, es posible encontrar cementita en los aceros recocidos como una de las
fases que forman el microconstituyente eutectoide perlita.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 187
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.
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188 CAPÍTULO 9: CONSTITUYENTES DE LOS ACEROS RECOCIDOS
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.
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Para ilustrar esta idea se pueden comparar dos aceros con un porcentaje de
carbono inferior al 0,13% que se emplean en bruto de laminación, el acero no aleado
S235 y el microaleado S550, éste último con contenidos máximos de titanio y niobio del
0,15 y del 0,09%, respectivamente. Mientras que el límite elástico garantizado para el
primero es de 235 MPa, el del segundo debe superar los 550 MPa.
5. PERLITA
La perlita, el constituyente eutectoide de los aceros recocidos, está formada por
láminas de cementita y ferrita alternadas. Para los enfriamientos lentos característicos
de los recocidos, el contenido en carbono de la perlita es cercano a 0,77% y el
espaciado interlaminar queda por encima de los 0,4 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
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190 CAPÍTULO 9: CONSTITUYENTES DE LOS ACEROS RECOCIDOS
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 191
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
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192 CAPÍTULO 9: CONSTITUYENTES DE LOS ACEROS RECOCIDOS
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).
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Micrografía 6-2. Inclusiones de MnS en un acero de fácil mecanización en estado de
pulido (x100) (%C < 0,09; %Mn = 1,15; %Si < 0,05; %P = 0,07; %S = 0,33; %Pb = 0,25)
Las inclusiones alargadas de sulfuro de manganeso disminuyen de forma notable
las características del acero en dirección transversal.
Para limitar este efecto, se añade al caldo calcio, selenio, teluro o circonio que
restan plasticidad a los sulfuros y facilitan el que estas inclusiones aparezcan con un
aspecto más globular.
7. PROPIEDADES MECÁNICAS DE ACEROS RECOCIDOS
En este apartado se pretende mostrar como es posible estimar las propiedades de
una aleación a partir de las de sus constituyentes. La figura 7-1, que se ha construido 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:
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194 CAPÍTULO 9: CONSTITUYENTES DE LOS ACEROS RECOCIDOS
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%.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 195
Esto es importante porque en muchas ocasiones el proyecto de los componentes de
máquinas y de las herramientas viene condicionado por la necesidad de evitar que
aparezcan deformaciones permanentes en el servicio y, en consecuencia, el límite
elástico es la cota superior para las tensiones aplicadas.
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CAPÍTULO 10: 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
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10. TRANSFORMACIONESISOTÉRMICAS DE LA AUSTENITA
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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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 199
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
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200 CAPÍTULO 10: TRANSFORMACIONES ISOTERMAS DE LA AUSTENITA
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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.200
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 201
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
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202 CAPÍTULO 10: TRANSFORMACIONES ISOTERMAS DE LA AUSTENITA
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 203
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.
Transformaciones Isotérmicas de la Austenita. 203
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204 CAPÍTULO 10: TRANSFORMACIONES ISOTERMAS DE LA AUSTENITA
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 205
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
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206 CAPÍTULO 10: TRANSFORMACIONES ISOTERMAS DE LA AUSTENITA
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 207
acero es suficientemente elevado, o lo es el de otros elementos de aleación, su
temperatura Mf puede caer por debajo de la temperatura ambiente. Cuando se da esta
condición, la descomposición isotérmica de la austenita a temperatura ambiente no
finaliza, de modo que se llega a una microestructura formada por martensita y por la
austenita que no se ha transformado, conocida como austenita retenida. Precisamente,
este es el caso que se mencionaba en el apartado 1 cuando se señalaba que era
posible encontrar austenita en aceros a temperatura ambiente por motivos cinéticos. La
cantidad de austenita retenida presente a temperatura ambiente en los aceros puede
llegar a ser muy importante. Así, la figura 4-2 muestra que puede llegar a representar
cerca del 40% en volumen en aceros no aleados con alto contenido en carbono a
temperatura ambiente.
Figura 4-1. Efecto del contenido en carbono sobre las temperaturas MS y MF
Figura 4-2. Variación del porcentaje en volumen de austenita retenida con el contenido
de carbono en aceros no aleados templados en agua desde el estado austenítico
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208 CAPÍTULO 10: TRANSFORMACIONES ISOTERMAS DE LA AUSTENITA
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 209
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
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210 CAPÍTULO 10: TRANSFORMACIONES ISOTERMAS DE LA AUSTENITA
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 211
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
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212 CAPÍTULO 10: TRANSFORMACIONES ISOTERMAS DE LA AUSTENITA
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:
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 213
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
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214 CAPÍTULO 10: TRANSFORMACIONES ISOTERMAS DE LA AUSTENITA
los carburos precipitados en el interior de las agujas de ferrita dificultan la propagación
de las grietas.
Micrografía 5-2. Bainita inferior del mismo acero de las micrografías 3-2 y 5-1, obtenida
por calentamiento a 450ºC durante 5h
Figura 5-2. Relación entre la temperatura de transición dúctil-frágil y la resistencia a la
tracción para aceros de bajo contenido en carbono (0,05-0,15%) con estructuras
bainíticas
En cualquier caso, conviene destacar que el compromiso entre resistencia y
tenacidad de las estructuras bainíticas, en cualquiera de sus formas, resulta
especialmente favorable, de ahí la creciente utilización de aleaciones férreas con este
tipo de estructuras.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 215
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.
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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’).
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 217
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
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218 CAPÍTULO 11: CURVAS T.T.T. Y C.C.T.
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 219
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).
Curvas T.T.T. y C.C.T. 219
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220 CAPÍTULO 11: CURVAS T.T.T. Y C.C.T.
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 221
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
Curvas T.T.T. y C.C.T. 221
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222 CAPÍTULO 11: CURVAS T.T.T. Y C.C.T.
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”
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.222
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 223
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
Curvas T.T.T. y C.C.T. 223
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224 CAPÍTULO 11: CURVAS T.T.T. Y C.C.T.
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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.224
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 225
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
Curvas T.T.T. y C.C.T. 225
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226 CAPÍTULO 11: CURVAS T.T.T. Y C.C.T.
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 227
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
Curvas T.T.T. y C.C.T. 227
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228 CAPÍTULO 11: CURVAS T.T.T. Y C.C.T.
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 229
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
Curvas T.T.T. y C.C.T. 229
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230 CAPÍTULO 11: CURVAS T.T.T. Y C.C.T.
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 231
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.
Curvas T.T.T. y C.C.T. 231
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232 CAPÍTULO 11: CURVAS T.T.T. Y C.C.T.
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 233
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
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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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 235
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
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236 CAPÍTULO 12: TEMPLE
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 237
Figura 3-1. Velocidad crítica de temple
La obtención de estructuras totalmente martensíticas en los puntos más al interior
de la pieza requerirán, al menos, enfriamientos a velocidades VC dando lugar al
llamado “temple perfecto, completo o total”.
Esta velocidad puede ser excesivamente alta a efectos prácticos para una pieza
determinada, y se conoce como “temple correcto o incompleto” a aquél que permite
obtener un mínimo del 50% de martensita en el núcleo de la pieza. Excepto para piezas
de pequeño espesor y morfología simple, el temple correcto suele ser el más 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
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238 CAPÍTULO 12: TEMPLE
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 239
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
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240 CAPÍTULO 12: TEMPLE
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).
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 241
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
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242 CAPÍTULO 12: TEMPLE
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 243
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
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244 CAPÍTULO 12: TEMPLE
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).
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.244
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 245
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 247
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
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248 CAPÍTULO 12: TEMPLE
6. TEMPLABILIDAD
Se denomina templabilidad a la capacidad que tiene un acero de formar martensita,
por enfriamiento adecuado, en puntos del interior de la pieza.
La templabilidad está ligada a la velocidad crítica de temple y, por tanto, a la
morfología y situación de la curva C.C.T. con respecto al eje de temperaturas.
Los aceros al carbono no aleados que poseen velocidades críticas de temple altas
(entre 600ºC/s y 200ºC/s para contenidos de carbono entre 0,20% y 0,8%,
respectivamente) no darán temples correctos más que en secciones muy delgadas,
inferiores a 10 mm; sin embargo, los aceros aleados que tienen velocidades críticas
mucho más pequeñas, inferiores a los 50ºC/s, darán temples correctos para espesores
muy superiores.
Los llamados aceros “autotemplantes” conducen a estructuras de temple correctas
por enfriamiento al aire incluso en secciones gruesas.
Mientras que la templabilidad del acero depende de su contenido en carbono y de
los elementos de aleación, la dureza máxima obtenida tras el temple sólo es función del
contenido en carbono y del porcentaje de martensita obtenido, siendo la influencia de
los elementos de aleación sobre la dureza prácticamente despreciable.
En la gráfica de la figura 6-1 se representa en función del contenido en carbono del
acero la dureza HRC alcanzada tras el temple, según el porcentaje de martensita
obtenido.
Dada la importancia de la templabilidad del acero sobre la resistencia obtenible en
secciones gruesas se detallan a continuación los métodos que permiten determinarla.
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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
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250 CAPÍTULO 12: TEMPLE
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.
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Las modernas técnicas de análisis de imagen han permitido hacer más rápido y
preciso este método, basado en la observación en microscopía óptica de las secciones
transversales de redondos templados con la preparación metalográfica adecuada.
7. DIÁMETRO CRÍTICO IDEAL
Los métodos expuestos anteriormente permiten fijar, para un redondo determinado,
la situación de la zona correctamente templada, pero no pueden expresar
numéricamente la templabilidad de un acero con composición química y tamaño de
grano determinado.
Grossman, en 1935, introdujo el llamado “diámetro crítico ideal” que permite
cuantificar numéricamente la templabilidad de un acero.
Se llama “diámetro crítico ideal”, Di, al diámetro en pulgadas del mayor redondo que
templado en un medio ideal conduce a la obtención de un temple correcto en su centro.
Este medio ideal de temple (H= ) se caracteriza por tener una capacidad infinita
de absorción de calor, lo que se traduce en que la superficie de la pieza adquiere
instantáneamente la temperatura del medio de temple y ésta no varía a lo largo de todo
el enfriamiento.
Por el contrario se llama “diámetro crítico”, DC, al diámetro en pulgadas del mayor
redondo que templado en un medio determinado conduce a la obtención de un temple
correcto en su centro. Cada acero tiene, por tanto, un diámetro crítico fijo según el
medio de enfriamiento.
La determinación de Di se hace mediante el siguiente método experimental. Se
preparan redondos de diferentes diámetros del acero y se templan en un medio
determinado (agua, aceite, etc.). Por cualquiera de los métodos expuestos en el
apartado anterior se determinan las zonas cuya estructura de temple es incorrecta al
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252 CAPÍTULO 12: TEMPLE
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.
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254 CAPÍTULO 12: TEMPLE
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 255
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
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256 CAPÍTULO 12: TEMPLE
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,
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 257
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
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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
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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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.260
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 261
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
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262 CAPÍTULO 13: REVENIDO
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.262
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 263
Cuando existen distintos elementos carburígenos en el acero la precipitación
empieza por los carburos del elemento de mayor avidez por el carbono, que ordenados
en orden decreciente son: Zr; Ti; Nb; Ta; V; W; Mo y Cr.
El carburo puede tener distinta formulación según la temperatura de revenido y el
porcentaje de elemento carburígeno presente en el acero. Por ejemplo: 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
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264 CAPÍTULO 13: REVENIDO
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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.264
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 265
2.2. Aceros de herramientas de alta aleación
Los aceros de herramientas de alta aleación y gran contenido en carbono pueden
llegar a tener tras el temple cantidades superiores al 40% de austenita retenida. Este
es el caso de los aceros con alto contenido de carbono y elementos de aleación
carburígenos, que se templan desde temperaturas superiores a Accm con objeto de
disolver los carburos en la austenita para no perder templabilidad. Esta austenita muy
rica en carbono y elementos de aleación es llamada austenita retenida refractaria, ARR,
por su alta estabilidad y baja tendencia a transformarse en el revenido, necesitándose
tiempos a veces superiores a las 1000 horas para su transformación completa.
Las etapas del revenido para estos aceros son las siguientes:
Primera etapa: Transcurre igual que en el caso anterior con la precipitación del
carburo :
M 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
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266 CAPÍTULO 13: REVENIDO
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.266
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 267
Figura 3-1. Curvas de revenido del acero de construcción de composición química:
C: 0,30%; Mn: 0,70%; Si: 0,20%; P< 0,03%; S< 0,03%; Cr: 0,8%; Ni: 2,5%; Mo: 0,5%
Las llamadas “curvas del revenido” reflejan dicha variación en función de la
temperatura del revenido. En las figuras 3-1 y 3-2 se representan las curvas de
revenido de dos aceros, uno de construcción aleado y otro de herramientas al carbono.
Las anomalías que pueden encontrarse en la evolución de las características
mecánicas en el revenido son las siguientes:
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
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268 CAPÍTULO 13: REVENIDO
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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.268
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 269
objeto de alcanzar resistencias entre los 1,5 y los 2 GPa. A estos aceros se les puede
desplazar la fragilidad a temperaturas más altas, no utilizables en su revenido,
mediante la adición de silicio y otros elementos de aleación, que estabilizan el C
retardando la transformación en Fe3C precipitada en el contorno de la 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
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270 CAPÍTULO 13: REVENIDO
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 271
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
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272 CAPÍTULO 13: REVENIDO
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 273
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
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274 CAPÍTULO 13: REVENIDO
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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.274
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 275
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
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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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.276
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 277
Esta estructura bandeada es consecuencia de la difusión insuficiente del carbono
impedida por las barreras de difusión intergranulares que suponen los límites de grano
fuertemente deformados por la laminación.
La heterogeneidad química y cristalina del acero bandeado conduce a una alta
anisotropía mecánica que es función del grado de deformación. Esta anisotropía se
manifiesta fundamentalmente en las propiedades plásticas del acero, alargamiento,
estricción y resiliencia, que son más elevadas en el sentido de la deformación que en el
transversal.
Sin embargo, en un lingote aunque la heterogeneidad química sea muy elevada
entre el núcleo y la periferia no hay una anisotropía mecánica, pues las propiedades 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
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278 CAPÍTULO 14: RECOCIDOS
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 279
La importancia del tamaño de grano austenítico en las propiedades del acero han
conducido a la fabricación de aceros de “grano fino inherente”. Estos aceros se
desoxidan con aluminio e incorporan en su composición pequeñas cantidades –del
orden de las centésimas por ciento– de elementos con gran afinidad por el carbono y el
nitrógeno (Ti, Zr, V). La formación de carbonitruros de dichos elementos, y de nitruro de
aluminio, que se disponen en el borde de grano austenítico, frenan el crecimiento hasta
temperaturas elevadas, mientras que en aceros de grano no controlado el crecimiento
se produce desde Ac1.
La mayoría de los elementos de aleación, carburígenos o no, frenan el crecimiento
del grano, sólo el manganeso y el fósforo aumentan la tendencia al crecimiento del
grano de austenita.
Los aceros con níquel, elemento gammágeno que no forma carburos ni nitruros, son
muy apreciados por retrasar la temperatura de crecimiento de grano sin restar
templabilidad a la austenita por la formación de carburos.
4. RECOCIDO DE RECRISTALIZACIÓN
El trabajo en frío del acero, efectuado a temperaturas inferiores a 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
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280 CAPÍTULO 14: RECOCIDOS
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
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horno que se encuentra a temperatura superior a Ac3 y la recristalización se produce en
minutos.
Para procesos discontinuos la recristalización se efectúa a temperaturas inferiores a
Ac1 y en tiempos inferiores a la hora. Para temperaturas subcríticas de recristalización
sólo la ferrita adquiere formas equiáxicas, conservando la perlita los granos alargados.
La recristalización de la perlita requiere temperaturas superiores a Ac1 y
preferiblemente superiores a Ac3.
5. RECOCIDO DE ABLANDAMIENTO
El recocido de ablandamiento busca obtener una microestructura que posea la
dureza más adecuada para las operaciones de mecanizado o conformado en frío
posterior (embutición, plegado, troquelado, etc.).
Debe destacarse que muchas veces la dureza más adecuada para un proceso no
es la mínima que puede presentar el acero. Es conocida la dificultad que presenta 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
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282 CAPÍTULO 14: RECOCIDOS
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.
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5.2. Recocido subcrítico
Este recocido se aplica a aceros con contenidos en carbono entre 0,5 y 1,2%C y,
habitualmente, de media o baja aleación. El tratamiento consiste en un calentamiento a
una temperatura tan alta como sea posible pero inferior a Ac1, normalmente entre 650º
y 700ºC. La permanencia a temperatura varía entre 4-10 horas y el enfriamiento se
realiza siempre al aire.
Este recocido aunque conduce a durezas superiores al de austenización completa
es mucho más corto, sobre todo en el caso de los aceros de alta templabilidad que
requieren velocidades de enfriamiento en el horno muy lentas. La microestructura
obtenida es una mezcla de perlita globular y laminar muy apropiada para el
mecanizado. Las durezas obtenidas varían entre 150 y 230 HB dependiendo del
contenido en carbono.
Cuando es importante obtener tras el mecanizado una pequeña rugosidad los
aceros de construcción en estado de bonificado, con resistencias entre 900 y 1000
MPa, se mecanizan en dicho estado, aún a pesar de presentar durezas de 265-300 HB
superiores a las habituales en los mecanizados. Este bonificado es, en cierto modo,similar al recocido subcrítico aunque este último tratamiento no requiere del temple
previo.
5.3. Recocido globular
Los aceros con contenidos en carbono superiores al 0,5%, aleados o no, 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
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284 CAPÍTULO 14: RECOCIDOS
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.
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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
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286 CAPÍTULO 14: RECOCIDOS
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 287
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.
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288 CAPÍTULO 14: RECOCIDOS
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.).
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 289
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
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290 CAPÍTULO 14: RECOCIDOS
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 291
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
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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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 293
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
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294 CAPÍTULO 15: TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 295
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.
Tratamientos Isotérmicos. 295
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296 CAPÍTULO 15: TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.296
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 297
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.
Tratamientos Isotérmicos. 297
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298 CAPÍTULO 15: TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.298
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 299
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)
Tratamientos Isotérmicos. 299
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300 CAPÍTULO 15: TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS
El tratamiento tiene gran aplicación en la fabricación de galgas y calibres de
precisión, fabricados con aceros de herramientas aleados, que deben quedar con
durezas entre 700 y 800 HV.
6. TEMPLE INTERRUMPIDO
Lo mismo que el temple subcero este tratamiento es realmente anisotérmico, pero
su finalidad es semejante a la del martempering.
Se aplica a piezas de formas complicadas, muy propensas a las deformaciones,
fabricadas con aceros de herramientas al carbono de temple al agua.
Figura 6-1. Temple interrumpido
El tratamiento consiste en templar en agua la pieza hasta que la temperatura de
ésta sea próxima a los 200º-300ºC, temperatura superior a la MS del acero y más baja
que la del punto más a la izquierda de la curva C.C.T. Posteriormente se pasa la pieza
a un baño de aceite o bien al aire. De esta forma se trata de disminuir la velocidad de
enfriamiento y, por tanto, la diferencia de temperaturas entre núcleo y periferia durante
la transformación martensítica, disminuyendo el peligro de rotura y deformaciones. En
la figura 6-1 se representa el esquema de este tratamiento.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 301
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
16. TEMPLES SUPERFICIALES
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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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 303
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
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304 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
aporte de materia o temples superficiales que se discutirán en este capítulo, y los
tratamientos con aporte de materia o tratamientos termoquímicos que se describirán en
el próximo capítulo.
3. TEMPLES SUPERFICIALES
La idea básica de este tipo de tratamientos es calentar una capa periférica de la
pieza de acero a tratar por encima de su temperatura Ac3. Una vez que se ha
austenizado una capa con el espesor deseado, se enfría rápidamente a fin de obtener
una microestructura martensítica en la periferia.
El espesor de la capa austenizada que se obtiene en la etapa de calentamiento de
los temples superficiales depende tanto de la composición química y del estado del
acero como de la densidad de energía aportada por la fuente de calor utilizada. La
capa templada resultante del posterior enfriamiento, que en la mayoría de las
ocasiones se realiza con agua bien por chorro o bien por inmersión de las piezas en un
baño de temple, viene condicionada por el de la capa austenizada y por la
templabilidad del acero.
Los aceros que se templan superficialmente son no aleados o débilmente aleados al
cromo, cromo-molibdeno, o cromo-níquel-molibdeno, en estado de normalizado o en
estado de temple y revenido. En cualquiera de los casos, los contenidos de carbono
están habitualmente comprendidos entre el 0,3 y el 0,6%. El porcentaje de carbono,
que se limita para evitar la formación de grietas de temple y desconchamientos de la
capa templada, determina la dureza que se alcanza en la periferia de la pieza en
estado de temple. Esta dureza varía entre 500 y 900 HV o, lo que es lo mismo, entre 50
y 65 HRC según se muestra en la figura 3-1.
Los elementos de aleación presentes en el acero afectan al perfil de la capa
templada así como a su espesor. La figura 3-2 muestra como la dureza superficial que
se alcanza tras templar por inducción redondos de dos aceros con 0,4%C del mismo
diámetro, uno al carbono y otro débilmente aleado (%Cr=1, %Mo=0,25) es la misma, y
coincide con la correspondiente a un 100% de martensita con un 0,4% de carbono.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 305
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.
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306 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
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
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parcialmente las tensiones retenidas, evitando de este modo la separación de la capa
que se puede producir con el tiempo como consecuencia de la relajación.
Los temples superficiales se pueden clasificar atendiendo a la fuente de energía
que se emplea siendo los más utilizados el temple por inducción y el temple por llama.
Otros medios de calentamiento de aplicación mucho más limitada son el temple por
antorcha de plasma, el temple por haz de electrones o el temple por láser.
3.1. Temple por inducción
El principio físico de este procedimiento que es, con mucho, el más empleado en la
industria. El redondo a tratar se sitúa en el interior de una bobina por la que circula una
corriente alterna, i. Esta corriente crea un campo magnético variable en el tiempo, B, en
la pieza de acero que, de acuerdo con la ley de Lenz, ha de inducir en el redondo unas
corrientes, iind, cuyo campo se opone a la causa que las genera.
Si la frecuencia de la corriente que circula por la bobina es elevada, las corrientes
inducidas no se distribuirán uniformemente por la sección del redondo sino que
quedarán confinadas a su periferia, fenómeno que se conoce en 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
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308 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
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’.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 309
El desgaste que los carriles sufrirían como consecuencia del paso del material
rodante en este estado resulta inadmisible, de modo que es necesario endurecer su
cabeza. En este caso no es aconsejable alcanzar la máxima dureza posible ya que, si
así se hiciera, el desgaste de las bandas de rodadura de las ruedas sería excesivo.
Para obtener durezas intermedias se calienta la cabeza por inducción a 900°C según
se puede ver en la figura 3-3 (a) y, a continuación, se enfría en una corriente de aire
forzado hasta los 550-650°C, finalizando el proceso con un enfriamiento más lento al
aire en calma siguiendo el camino marcado en la figura 3-3 (b). Al trabajar de este
modo no sólo se consigue la estructura deseada en la cabeza del carril, además se
logra conservar la estructura de normalizado del alma y del patín lo que confiere al
carril una tenacidad adecuada.
El calentamiento superficial por inducción no sólo se utiliza para tratamientos
térmicos, también se puede emplear en el secado de la pintura de banda continua de
acero o en el precalentamiento de hilos de cobre o acero que van a recibir un
recubrimiento plástico o metálico como el cobreado.
(a)
(b) (c)
Figura 3-3. (a) Representación esquemática del tratamiento superficial que se aplica a
las cabezas de carriles; (b) Enfriamientos tras la laminación en caliente y tras el
tratamiento de la cabeza; (c) Variación de dureza a lo largo de la línea AB
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310 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
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
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la aleación. Como contrapartida, las instalaciones para el temple a la llama son más
económicas que las empleadas en el temple por inducción.
3.3. Temple por láser y por haz de electrones
La implantación industrial de estos procesos es muy limitada porque su grado de
madurez es menor que el de los procesos convencionales, y porque los costes de las
instalaciones necesarias y de operación son muy elevados. Por esta razón, el temple
por láser y el temple por haz de electrones sólo pueden resultar competitivos en
algunas aplicaciones muy específicas como, por ejemplo, el tratamiento del borde de
ataque de álabes de turbinas de vapor o el alojamiento de los segmentos en 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
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312 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 313
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
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314 CAPÍTULO 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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 315
Figura 2-1. Penetración de la cementación en un acero al carbono a 920ºC en función
del potencial de carbono y el tiempo de tratamiento
Figura 2-2. Perfil de durezas de la capa cementada
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316 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
El cálculo del tiempo de cementación necesario para obtener un espesor de capa
dura determinado puede estimarse por la ecuación:
x = k t
siendo x el espesor en mm de capa dura y t el tiempo de cementación en horas. La
constante k se determina en función del espesor de capa dura obtenido tras una hora
de cementación.
Es normal en la práctica determinar k, para un medio cementante y un acero
determinado, a diferentes temperaturas, obteniéndose curvas similares a las de la
figura 2-3.
Habitualmente se utilizan medios cementantes con potencial de carbono superiores
al del punto eutectoide por el menor tiempo necesario para realizar el tratamiento. La
austenización incompleta utilizada para aceros hipereutectoides conduciría tras el
temple a una microestructura formada por martensita, cementita reticular y austenita
retenida. La presencia de la cementita reticular es indeseable pues contribuye a
fragilizar la capa dura con el peligro de desconchamientos en servicio. Por otra parte, al
aumentar el porcentaje de carbono de la capa dura aumenta la cantidad de austenita
retenida tras el temple, obteniéndose menor dureza superficial. Es aconsejable, por
tanto, que el porcentaje de carbono de la superficie no sobrepase el del punto
eutectoide, por ello, tras la cementación en medios con potencial de carbono superiores
a aquél, se realiza un recocido de difusión que tiene por objeto disminuir el tanto por
ciento de carbono en la superficie hasta el del eutectoide, aumentando el espesor de
capa dura y uniformizando su contenido en carbono.
En la práctica industrial la determinación de temperaturas y tiempos de
cementación, así como los del recocido difusor, se efectúan, para un medio con
potencial de carbono dado, mediante ensayos previos con redondos del acero a
cementar.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 317
Figura 2-3. Profundidad de capa dura en función del tiempo de cementación a
diferentes temperaturas
Es también habitual la protección de ciertas partes de las piezas que no se desea
endurecer (roscas, chaveteros, agujeros, etc.). Para ello pueden utilizarse pinturas
refractarias especiales, cobreado electrolítico o, a veces, pueden dejarse espesores
suplementarios en ellas, que se eliminan por mecanizado tras la cementación y antes
del temple.
En cuanto a los procesos de cementación, éstos pueden ser en medio sólido,
líquido o gaseoso. La cementación sólida se realiza recubriendo las piezas, dispuestas
en cajas de acero refractario, de mezclas de carbón vegetal, carbonatos bárico y sódico
y coque. Una vez cerradas las cajas, y selladas las juntas, se calientan en hornos a
temperaturas entre 850º y 950ºC.
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318 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 319
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.
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320 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 321
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.
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322 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 323
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.
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324 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
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%.
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Los aceros de alta aleación son todos de temple en aceite y se emplean para piezas
de gran tamaño y responsabilidad en las que deben alcanzarse resistencias en el
núcleo entre 1100 y 1600 MPa y alargamientos del 7 – 11%. En estos aceros es
fundamental emplear temperaturas de temple correctas para no obtener cantidades
excesivas de austenita retenida. En ocasiones, cuando quiere obtenerse la máxima
dureza, se dan a las piezas cementadas temples subcero.
Aceros de este grupo son los siguientes:
%C %Mn %Cr %Ni %Mo
0,12 - 0,18
0,35 - 0,65 0,60 - 0,90 2,75 – 3,25 -0,14 – 0,20 0,60 – 0,90 0,80 – 1,10 1,30 – 1,70 -
0,16 - 0,25 0,35 - 0,65 1,40 - 1,70 1,30 – 1,70 -
0,10 - 0,16 0,60 - 0,90 0,80 - 1,10 1,20 – 1,60 0,15 – 0,25
0,10 - 0,16 0,30 - 0,60 0,80 – 1,10 3,00 – 3,50 0,20 – 0,30
0,14 - 0,20 0,25 – 0,55 1,10 – 1,40 3,80 – 4,30 0,20 – 0,30
0,12 – 0,18 0,30 – 0,60 - 3,25 – 3,75 -
Los elementos de aleación en estos aceros confieren una templabilidad alta que
posibilita el temple en aceite, incluso para piezas grandes, asegurando un mínimo de
deformaciones.
Mientras que el manganeso y el níquel como elementos gammágenos hacen
descender los puntos críticos, el cromo y el molibdeno, alfágenos, los elevan.
En general, los aceros Cr – Ni y Cr – Ni – Mo, por el porcentaje de níquel que
contienen, se cementan a temperaturas inferiores en unos 50ºC a los aceros al carbono
y Cr – Mo de igual contenido en carbono.
Los aceros de cementación al níquel (3,25 – 3,75%) son muy apreciados por
poderse cementar a muy baja temperatura (825ºC), disminuyendo los costes y
deformaciones con respecto a tratamientos de más alta temperatura.
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326 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 327
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
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328 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.328
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 329
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
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330 CAPÍTULO 17: TRATAMIENTOS TERMOQUÍMICOS
Aceros Cr – Mo
%C %Si %Mn %Cr %Mo
0,28 - 0,35
0,15 - 0,40 0,40 - 0,70 2,80 – 3,30 0,30 – 0,50
Con estos aceros se obtienen, en función del diámetro del redondo, las siguientes
propiedades mecánicas aproximadas:
Aceros Cr – Al – Mo (C : 0,30 – 0,37%) ( < 100 mm)
Rm = 800 – 1150 MPa ; A = 12 – 14% ; KCU = 20 – 25 J ; HV = 950
Aceros Cr – Al – Mo (C : 0,38 – 0,45%) ( = 100 – 160 mm)
Rm = 850 – 1000 MPa ; A = 14% ; KCU = 25 J ; HV = 950
Aceros Cr – Mo – V ( < 70 mm)
Rm = 1300 – 1500 MPa ; A = 8% ; KCU = 15 J ; HV = 800
Aceros Cr – Mo ( = 100 – 160 mm)Rm = 950 – 1150 MPa ; A = 12% ; KCU = 30 J ; HV = 800
También se nitruran muchas veces herramientas y útiles fabricadas con aceros
rápidos, aceros para trabajo en caliente, aceros indeformables, etc., alcanzándose
durezas entre 1100 – 1300 HV. Cuando es preciso unir la resistencia a la corrosión de
los aceros inoxidables austeníticos con una alta dureza superficial, pueden nitrurarse
aquéllos con un tratamiento especial previo a la nitruración cuyo objeto es eliminar la
capa superficial de óxido de cromo, que evitaría en caso contrario la difusión del
nitrógeno. El tratamiento consiste en la inmersión en una disolución al 50% en volumen
de ácido perclórico a 70ºC y enfriamiento posterior en agua. La nitruración de los
aceros inoxidables austeníticos se efectúa a temperaturas entre 570º y 620ºC.
Las principales propiedades que confiere a los aceros la nitruración son una
excelente resistencia al desgaste y a la abrasión, muy superior a la obtenida por
cementación. En particular, el tratamiento “Sulfinuz” por el bajo coeficiente de fricción
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que comunica es especialmente indicado en el caso de piezas que trabajen en
condiciones de desgaste adhesivo. La resistencia a la fatiga y la baja sensibilidad a los
efectos de entalla son propias, también, de las piezas nitruradas. Un acero de
nitruración en estado de temple y revenido con Rm = 900 MPa tiene un límite de fatiga
de 450 MPa, mientras que tras la nitruración el límite de fatiga se incrementa hasta 600
MPa. Este aumento en la resistencia a la fatiga está asociado a las tensiones de
compresión existentes en la capa nitrurada y a la mayor dureza superficial.
La capa nitrurada es a efectos de la resistencia a la corrosión atmosférica, o a la
corrosión en agua, equivalente a la que confiere un 13% de cromo en el acero
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 333
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
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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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 335
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:
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336 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN
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.
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Figura 2-3. Diagramas que ilustran el efecto del cromo y el manganeso sobre las
temperaturas críticas y el contenido de carbono del eutectoide
2.3. Distribución de los elementos de aleación en aceros recocidos
Aceros recocidos: su estructura viene descrita por el diagrama ternario Fe-X-C
correspondiente.
Elementos carburígenos: pueden aparecer formando carburos. Son los aleantes
más electropositivos que el hierro. Los ejemplos más típicos son Cr, Mo, V, Ti, W y Nb.
Cuando los porcentajes de los elementos carburígenos son reducidos, se disuelven en
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338 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN
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
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metálica, lo que es indeseable, o disuelto en la ferrita. El Si endurece la ferrita de forma
acusada pero, a la vez, la fragiliza. Este efecto endurecedor es la causa del empleo del
silicio en aceros que deben presentar un límite elástico elevado como, por ejemplo,
algunos de los utilizados para la fabricación de muelles. Tiende a dificultar la formación
de carburos de modo que se utiliza cuando se desea promover la grafitización. Tiene
un efecto moderado sobre la templabilidad. El Si hace crecer la resistividad eléctrica del
acero, razón por la que se emplea en la fabricación de chapa magnética. Además, el
silicio aumenta la resistencia a la oxidación a alta temperatura de los aceros, motivo por
el que forma parte de la composición química de aceros refractarios y de aceros para
válvulas.
2.4.3. 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
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340 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN
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
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elevadas. Su tendencia a formar nitruros se aprovecha para incluirlo en ciertos aceros
de nitruración en proporciones que pueden llegar al 1%. En algunos aceros inoxidables
el molibdeno aporta una contribución adicional a la resistencia a la corrosión,
especialmente a los cloruros.
2.4.9. Titanio
El titanio cuando se emplea como desoxidante en la fabricación de los aceros inhibe
el crecimiento de grano. Este elemento, junto con el niobio y el vanadio, son los
principales formadores de los carburos, nitruros y carbonitruros que permiten controlar
la estructura y, por tanto, ajustar las propiedades de los aceros microaleados. Como el
nombre indica, los porcentajes de estos aleantes en los aceros son muy reducidos,
manteniéndose habitualmente por debajo de la décima de tanto por ciento. También 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
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342 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 343
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
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344 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN
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
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El límite elástico (Rp0,2 mínimo = 215 MPa) y la resistencia (Rm = 380-510 MPa) de
estos aceros en dirección longitudinal son próximos a los de los aceros con la misma
composición base. Estos valores se pueden mejorar por conformado en frío, pudiendo
llegar a presentar límites elásticos por encima de 400 MPa. Sin embargo, la tenacidad y
las propiedades transversales son peores a causa de la alineación de las inclusiones y,
en ciertos casos, de su alargamiento durante el laminado, motivo por el que no se
deben emplear en la fabricación de piezas de responsabilidad elevada.
Además de los grados no destinados al tratamiento térmico que se recogen en la
tabla anterior, se pueden encontrar aceros de fácil mecanización para temple y
revenido (%C = 0,35-0,45; %Mn = 1,30-1,70; %P<0,06) y para cementación (%C =
0,07-0,13; %P<0,04).
3.1.2. Aceros microaleados
Son aceros con contenidos en carbono reducidos (< 0,25%) y pequeñas cantidades
de aleantes seleccionados, que se fabrican por técnicas de laminación controlada y
siempre se emplean en bruto de laminación. Estos aceros en ocasiones se denominan
aceros HSLA, donde las siglas significan High Strength Low Alloy (alta resistencia, baja
aleación). Sus propiedades son las siguientes:
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
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346 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 347
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.
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348 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN
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
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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-
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350 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN
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.
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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.
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352 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 353
En ciertos casos, se puede aplicar a estos aceros tratamientos térmicos por
inducción para el endurecimiento de la cabeza en los extremos del carril alcanzando
durezas de 320-360 HB.
Aceros para cables:
Este es un grupo de aceros que presentan resistencias que habitualmente superan
los 2000 MPa y se utilizan para alambres y cordones para estructuras de hormigón
pretensadas, cables para puentes, alambres tipo cuerda de piano, alambres para
armaduras de neumáticos, alambres para almas de conductores eléctricos, entre otras
aplicaciones. En general, estos son productos de alto consumo de modo que los aceros
a emplear deben ser relativamente económicos, lo que suele excluir el empleo 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:
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354 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN
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.
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La tabla que se presenta a continuación recoge las composiciones de algunos de
los aceros normalizados para temple y revenido que se recogen en las normas
europeas. El examen de esta tabla muestra que estos aceros se pueden clasificar en
seis grupos: aceros al carbono, aceros con manganeso alto, aceros al cromo, aceros al
cromo-molibdeno, aceros al cromo-níquel molibdeno y aceros con boro.
Los tratamientos térmicos recomendables para estos aceros son:
Temple y revenido alto: la combinación óptima de propiedades mecánicas en estos
aceros se alcanza tras el tratamiento de bonificado. La temperatura de temple se
selecciona en función de la composición química, que determina Ac3, y del medio 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
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356 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 357
evitar la aparición de descarburaciones superficiales que favorecerían la nucleación de
grietas en la periferia bajo la acción de esfuerzos de flexión oscilantes.
Los aceros que se emplean para la fabricación de muelles pueden ser aleados o no
dependiendo de las dimensiones de las piezas a obtener, siendo recomendable el
empleo de aceros al carbono para diámetros inferiores a 12 mm y el de aceros aleados
para diámetros mayores. Los elementos de aleación más habituales son el silicio, el
cromo, el vanadio y el molibdeno.
El silicio, que aparece en proporciones que van del 1,5 al 2% en los aceros
mangano-siliciosos, es un aleante muy económico que juega un triple papel ya que
tiene un efecto endurecedor por formación de solución sólida, retrasa el 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.
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358 CAPÍTULO 18: CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS. ACEROS DE CONSTRUCCIÓN
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 359
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
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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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 361
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
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362 CAPÍTULO 19: ACEROS DE HERRAMIENTAS
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 363
Las durezas con que se utilizan los aceros al carbono de herramientas, tras el
temple y revenido, oscilan entre los 45 y los 65 HRC, empleándose las más bajas para
trabajos que requieran golpes y por ello una mayor tenacidad, y las más altas para
herramientas cortantes de gran resistencia al desgaste.
2.2. Aceros aleados de corte no rápido
Los aceros al carbono no dan buenos resultados cuando se precisan herramientas
de alta dureza y gran capacidad de corte que, además, presenten una extraordinaria
resistencia al desgaste del filo. Sin embargo, la presencia de carburos de elementos
como el Cr o el W en la matriz del acero permite mejorar la capacidad de corte y
aumentar notablemente la resistencia al desgaste de la herramienta.
Estos aceros llamados de corte no rápido, es decir, que no trabajan a alta velocidad
y, por tanto, no sufren calentamientos en servicio, son muy utilizados en la fabricación
de brocas, fresas, escariadores, machos, terrajas, cepillos, limas, etc.
Los principales de este grupo de aceros son los siguientes:
o Aceros de 1%C y 1,50%Cr
o Aceros de 0,90%C y 1%W
o Aceros de 1,20%C y 1%W
o Aceros de 1,20%C y 2%W
o Aceros de 1,30%C, 0,75%Cr, 4%W
Los aceros al Cr del primer tipo son muy empleados por su bajo precio y 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.
Aceros de Herramientas. 363
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364 CAPÍTULO 19: ACEROS DE HERRAMIENTAS
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.
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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%
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366 CAPÍTULO 19: ACEROS DE HERRAMIENTAS
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.
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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.
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368 CAPÍTULO 19: 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:
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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
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370 CAPÍTULO 19: ACEROS DE HERRAMIENTAS
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 371
pasada. Si para un trabajo determinado un acero al carbono tiene una V60 de 1 con los
aceros rápidos pueden conseguirse valores hasta 20 veces mayores.
Los aceros rápidos se pueden clasificar en: aceros rápidos al wolframio, aceros
rápidos al molibdeno y aceros rápidos con cobalto. Los aceros rápidos al wolframio
superan el 14%W, los rápidos al molibdeno el 4%Mo y los rápidos con cobalto el
5%Co. Todos ellos llevan, además, porcentajes de Cr entre el 3,5-4,5% y de V entre el
1 y el 5%, siendo el contenido de C entre 0,75 y 1,5%.
Las composiciones químicas de los principales aceros rápidos de cada grupo son
las siguientes:
Aceros rápidos al wolframio%C %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
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372 CAPÍTULO 19: ACEROS DE HERRAMIENTAS
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.
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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.
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374 CAPÍTULO 19: ACEROS DE HERRAMIENTAS
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:
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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.
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376 CAPÍTULO 19: ACEROS DE HERRAMIENTAS
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 377
roturas frágiles. Esta precaución es siempre imprescindible, y sin ella el peligro de
microfisuraciones por choque térmico es casi inevitable.
3.3. Aceros resistentes al desgaste
Para desgaste por abrasión o erosión a temperaturas hasta 600ºC es posible utilizar
muchos de los aceros mencionados en el apartado anterior, pero para trabajo a más
alta temperatura, hasta 1100ºC, son necesarios los llamados aceros inoxidables
carburo-ferríticos.
Debe considerarse que a temperaturas altas la oxidación, o corrosión seca, puede
alcanzar valores muy altos, semejantes o superiores muchas veces a la pérdida 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
Aceros de Herramientas. 377
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378 CAPÍTULO 19: ACEROS DE HERRAMIENTAS
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 379
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
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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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 381
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 - -
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382 CAPÍTULO 20: ACEROS INOXIDABLES
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 383
Los aceros tercero y cuarto son los que presentan mejor resistencia a la corrosión,
incluso en agua de mar, aunque su contenido en níquel, elemento de mucho mayor
precio que el cromo, eleva el coste del acero.
Finalmente, los tres últimos aceros son de elevada dureza. El de 0,35%C es el
llamado acero inoxidable de cuchillería con el que se obtienen durezas de 50-56 HRC.
Cuando aún se precisa dureza más elevada, 58 HRC, para material quirúrgico,
fresas dentales, etc., se emplea el de 0,65%C, mientras que el de 0,90-1,20%C es
típico de rodamientos, elementos de válvulas, etc., que además de alta dureza y
resistencia al desgaste, deben poseer inoxidabilidad. Sin embargo, al aumentar el %C
la inoxidabilidad de estos aceros disminuye notablemente.
El temple de todos estos aceros se efectúa a temperaturas del orden de los 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.
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384 CAPÍTULO 20: ACEROS INOXIDABLES
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.384
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 385
Los aceros de 27-30%Cr, aunque son laminables con precauciones, son aceros
más típicos de moldeo.
Los aceros de 16%Cr son muy utilizados en la fabricación de chapas laminadas
para recubrimientos decorativos, debido a la mejor resistencia a la corrosión que tienen
con respecto a los aceros martensíticos y al menor precio frente a los aceros
austeníticos con níquel.
También son muy utilizados en piezas que tengan que trabajar en contacto con
ácido nítrico por su excelente resistencia en dicho medio.
El acero de 27-30%Cr, por el contrario, se utiliza habitualmente para 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.
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386 CAPÍTULO 20: ACEROS INOXIDABLES
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.386
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 387
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.
Aceros Inoxidables. 387
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388 CAPÍTULO 20: ACEROS INOXIDABLES
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.
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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
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390 CAPÍTULO 20: ACEROS INOXIDABLES
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 391
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.
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392 CAPÍTULO 20: ACEROS INOXIDABLES
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.
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.392
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 393
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.
Aceros Inoxidables. 393
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394 CAPÍTULO 20: ACEROS INOXIDABLES
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 395
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 397
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
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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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 399
empieza a solidificar hasta que lo ha hecho todo el grafito que, a temperaturas
próximas pero inferiores a la de la transformación eutéctica, aparece como
constituyente disperso contorneado por una matriz de austenita.
El grafito eutéctico muestra una morfología laminar característica que es debida a la
anisotropía de la celdilla unidad. Cuando se forma un núcleo de grafito de tamaño
crítico, éste crece fundamentalmente a lo largo de las direcciones compactas mientras
que el crecimiento a lo largo de la dirección c resulta muy reducido. Las láminas de
grafito que brotan radialmente del núcleo se doblan y ramifican como consecuencia de
las limitaciones debidas a que la solidificación del grafito se produce con un gran
aumento de volumen. Una vez ha solidificado el grafito, la austenita eutéctica nuclea
heterogéneamente sobre estas láminas y crece dando lugar a la formación 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
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400 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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.
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o Agentes de inoculación: son elementos que en proporciones muy pequeñas
(del orden de las décimas de tanto por ciento) favorecen la nucleación
heterogénea del grafito. En este grupo se pueden incluir el magnesio, silicio,
algunos elementos alcalinotérreos como el calcio, el estroncio y el bario y
ciertas tierras raras. Para facilitar la dosificación, estos elementos no se
añaden directamente al caldo si no que se incorporan en forma de
aleaciones como níquel-magnesio, ferro-silicio-magnesio, ferro-silicio o
michmetal.
2. FUNDICIONES: DEFINICIÓN Y CLASIFICACIONES
Las fundiciones se pueden definir por oposición a la definición de aceros que se
presentó en un capítulo anterior. Así se pueden definir las fundiciones de dos modos
diferentes:
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.
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402 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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.
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o Fósforo: como la fragilidad en frío que produce el fósforo no limita el procesado
de las fundiciones, los porcentajes de este elemento en fundiciones (entre el
0,04 y el 0,15%) son muy superiores a los que se encuentran en los aceros. Es
más, el fósforo puede tener un efecto favorable sobre la fluidez de las
fundiciones de modo que, en ciertos casos particulares, se puede elevar su
contenido hasta el 1,5% a fin de facilitar el llenado de moldes con geometría
complicada.
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.
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404 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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
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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
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406 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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,
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en este caso, el espesor reducido o módulo de masividad, R, que se define como el
cociente entre el volumen y la superficie de la pieza expresado en milímetros.
Figura 2-2. Diagrama de Patterson y Doepp
La contribución conjunta de velocidad de enfriamiento y composición química se
evalúa por medio del parámetro P definido por la expresión:
P = %C(%Si + log R)
De acuerdo con los resultados experimentales, la relación entre la microestructura
de la fundición y P es la que se recoge en la tabla 1 que aparece a continuación.
Tabla 2-1. Valores del parámetro P de la ecuación de Girshovich que corresponden 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
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408 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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.
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Las propiedades mecánicas de estas fundiciones dependen de su contenido en
carbono, disminuyendo la resistencia a la tracción de 170 MPa a 100 MPa cuando el
carbono aumenta del 2,8 al 4% y aumentando, sin embargo, su dureza de 300 a 550
HB.
Micrografía 3-2. Fundición blanca eutéctica. Ataque nital. (x 500)
Micrografía 3-3. Fundición blanca hipereutéctica. Ataque nital. (x 500)
La resistencia a la compresión de las fundiciones blancas es muy superior a la
resistencia a la tracción, siendo la diferencia tanto más acusada cuanto menor sea la
de tracción. En general, puede suponerse: Rmc (3 – 5) Rmt.
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410 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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.
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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).
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412 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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.
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Figura 4-1. Diagrama vertical de enfriamiento de una fundición gris hipoeutéctica de
matriz hipereutectoide
Figura 4-2. Diagrama vertical de enfriamiento de una fundición gris hipoeutéctica de
matriz perlítica
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414 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
Figura 4-3. Diagrama vertical de enfriamiento de una fundición gris hipoeutéctica de
matriz ferrítico-perlítica
Figura 4-4. Diagrama vertical de enfriamiento de una fundición gris hipereutéctica de
matriz ferrítica
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La microestructura de las fundiciones grises será la correspondiente a una matriz
metálica, similar a la de los aceros, dependiente del contenido en carbono de la
austenita a la temperatura de paso, y de una fase dispersa que es el grafito. El grafito
en las fundiciones grises puede tener cuatro orígenes distintos: el grafito primario o
proeutéctico, obtenido en las fundiciones hipereutécticas antes de TE’ , el grafito
eutéctico obtenido a la temperatura TE’ , el llamado grafito secundario o proeutectoide
proveniente de la segregación de la austenita entre las temperaturas TE’ y la
temperatura de paso TP y, por último, el grafito eutectoide obtenido a Te’. Los grafitos
proeutectoide y eutectoide engrosan el grafito eutéctico y son indistinguibles de aquél.
En resumen, una fundición gris hipereutéctica estará formada por la matriz metálica,
el grafito primario y el grafito eutéctico, mientras que las fundiciones hipoeutécticas 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
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416 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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.
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El grafito tipo C aparece en las fundiciones hipereutécticas y está formado por el
grafito primario, que aparece en forma de grandes láminas o placas, y el grafito
eutéctico tipo A con su forma laminar característica. Las grandes placas de grafito
primario son muy perjudiciales para la resistencia a la tracción de la fundición, que
además contiene un alto porcentaje de grafito libre, por lo que las aplicaciones
industriales son escasas.
Los grafitos tipos D y E, conocidos como grafitos interdendríticos, aparecen en
fundiciones de bajo carbono equivalente coladas desde alta temperatura o enfriadas
rápidamente. El subenfriamiento conduce a una solidificación a temperatura inferior a
TE’, tanto más baja cuanto mayor sea el sobrecalentamiento de la fundición o su
velocidad de enfriamiento. Entre TE’ y la temperatura real de solidificación crecen 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.
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418 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
La clasificación correcta de una fundición gris debe considerar no sólo el tipo de
matriz sino la forma del grafito, por la influencia que ésta tiene en sus características
mecánicas, de ahí que se hable de fundiciones con grafito laminar y matriz perlítica,
fundiciones con grafito en rosetas y matriz ferrítico-perlítica, fundiciones con grafito
interdendrítico y matriz ferrítica, etc.
Las micrografías 4-1, 4-2 y 4-3 representan las fundiciones grises más habituales
obtenidas en bruto de colada: fundición gris perlítica con grafito laminar, fundición gris
ferrítico-perlítica con grafito laminar y fundición gris ferrítica hipereutéctica con grafito
tipo C, respectivamente.
Micrografía 4-1. Fundición gris perlítica con grafito laminar. Ataque nital (x 1000)
Micrografía 4-2. Fundición gris ferrítico-perlítica con grafito laminar. Nital (x 500)
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Micrografía 4-3. Fundición gris ferrítica hipereutéctica con grafito tipo C. Nital (x 200)
4.2. Propiedades
Una fundición gris puede asimilarse a un material compuesto y sus propiedades
mecánicas dependen, como en aquéllos, de las propiedades individuales de la matriz,
de las de la carga, de la morfología y distribución de ésta y, por último, de los
porcentajes relativos de la matriz y de la carga.
La expresión Rm (MPa) = (500+600C) proporciona con aproximación suficiente la
resistencia a la tracción de las fundiciones grises hipoeutécticas, siendo 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.
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420 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 421
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.
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422 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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.
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La baja densidad del grafito (2,24 g/cm3) con respecto a la del hierro (7,8 g/cm3) da
lugar a una menor contracción de solidificación de las fundiciones grises con respecto a
las blancas y al acero. Mientras que la contracción volumétrica del acero es del 5,2% y
4,4% la de las fundiciones blancas, la de las fundiciones grises es de sólo un 2,1%. En
cuanto a las contracciones lineales, la del acero es del 1,5-2%, la de la fundición blanca
es 1,2-2% y la de la gris es de 0,7-1,3%. Esta menor contracción de las fundiciones
grises se traduce en una mayor aptitud para el conformado por moldeo y colada, dando
lugar a piezas más sanas que precisan menos mazarotaje y presentan menor número
de defectos que las obtenidas con los otros tipos de aleaciones férreas.
Por último, la resistencia a la corrosión por agua o atmosférica, incluso en
ambientes marinos, de las fundiciones grises, es muy superior a la de los 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.
Fundiciones no Alineadas 423
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424 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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,
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antes de la colada. De esta forma disminuye la velocidad de enfriamiento reduciéndose
la tendencia al blanqueo, y se aumenta la colabilidad.
El sobrecalentamiento de la fundición líquida, aumento de la temperatura de colada
hasta los 1500º-1550ºC, permite aumentar la resistencia a la tracción de las fundiciones
perlíticas con carbono equivalente bajo, pero no debe sobrepasarse dicha temperatura
para evitar la aparición de grafito interdendrítico, lo que se traduce en una disminución
de la resistencia.
La inoculación de la fundición consiste en añadir a la fundición líquida
sobrecalentada, en la cuchara de colada, pequeñas cantidades de aleaciones
grafitizantes y desoxidantes. Estas adiciones suelen ser Fe-Si, Si-Ca, cerio, mezclas 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.
Fundiciones no Alineadas 425
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426 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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)
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.426
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 427
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.
Fundiciones no Alineadas 427
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428 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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.
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Micrografía 6-1. Fundición gris ferrítica hipoeutéctica obtenida por recocido ferritizante.
Ataque nital (x 100)
6.3. Recocido de ablandamiento
Este tipo de recocido se aplica a fundiciones grises perlíticas que en ciertas zonas
presentan, no intencionadamente, estructuras atruchadas por su mayor velocidad de
enfriamiento. Cuando ocurre pueden calentarse las piezas hasta temperaturas
próximas a los 900ºC y, tras mantenimiento variable en función del espesor de las
piezas y de la composición química de la fundición, se enfrían en horno hasta 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.
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430 CAPÍTULO 21: FUNDICIONES NO ALEADAS
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
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 431
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.
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22. FUNDICIONES ESPECIALES
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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.
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INGENIERÍA Y CIENCIA DE MATERIALES METÁLICOS 433
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
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434 CAPÍTULO 22: FUNDICIONES ESPECIALES
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
Ingenieria y Ciencia de los Materiales Metálicos.434
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la temperatura de grafitización aumenta el número de núcleos, lo que justifica que las
piezas pequeñas requieran recocidos mucho más cortos que las grandes.
La matriz de la fundición maleable negra perlítica para piezas estrechas es
enteramente perlítica, mientras que para piezas de un cierto espesor se obtienen
lagunas ferríticas orlando los nódulos de grafito, conocidas como “ojos de buey”,
consecuencia de la llamada ferritización directa de la austenita. Esta ferritización tiene
su origen en la difusión del carbono de la austenita que precipita sobre los nódulos de
grafito, empobreciéndose aquélla en carbono y transformándose en ferrita a
temperatura ambiente.
Si se quiere obtener una matriz perlítica exenta de “ojos de buey”, que 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.
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436 CAPÍTULO 22: FUNDICIONES ESPECIALES
Las propiedades mecánicas de las fundiciones maleables perlíticas y ferríticas son
las siguientes:
Perlítica: Rm=450-700 MPa; RP=270-530 MPa; A=6-2%; HB=150-290
Ferrítica: Rm=300-350 MPa; RP=190-200 MPa; A= 12-6%; HB=130-150
Micrografía 2-2. Fundición maleable ferrítica. Ataque nital (x500)
Las fundiciones maleables negras presentan, a diferencia de las fundiciones grises,alargamiento y límite elástico, siendo muy empleadas en la fabricación de piezas de
automóvil de formas complicadas difíciles de obtener por forja o mecanizado, que
requieran alargamiento y aceptable resistencia mecánica. Se prefieren las maleables
negras perlíticas cuando se precisa resistencia al desgaste o un mayor nivel de
resistencia mecánica o de resistencia a la fatiga, reservándose las ferríticas para
aplicaciones que exijan alta tenacidad.
2.2. Fundición esferoidal
Las fundiciones esferoidales o dúctiles, muchas veces llamadas impropiamente
nodulares, fueron obtenidas por primera vez por Morrogh y Williams en 1948 mediante
la adición de cerio primero y luego de Fe-Si al baño líquido. Precisamente el que se
llame muchas veces a estas fundiciones nodulares en vez de esferoidales, viene de los
propios Morrogh y Williams que denominaron así al grafito en el artículo de
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presentación de sus trabajos: “The production of nodular graphite structures in cast
iron”. Journal Iron and Steel Institute.
Actualmente se ha generalizado el empleo del magnesio como sustituto del cerio
por los mejores resultados que se obtienen y las menores exigencias de composición
química que se precisan en su fabricación.
Como resultado de la adición se obtiene en bruto de colada un grafito esferoidal que
en la observación microscópica se revela con formas circulares. Habitualmente el
diámetro de estas formas circulares es menor que el correspondiente a los nódulos de
la fundición maleable negra.
La adición del Mg se realiza con aleaciones tipo Ni-Mg, Fe-Si-Ni-Mg, Fe-Si-Cu-Mg,
etc., que evitan las proyecciones que se producen si se añade el Mg directamente al
baño. Si la aleación contiene Si se evita la inoculación posterior con Fe-Si.
La composición de la fundición puede ser variable, aunque suelen utilizarse
contenidos en C y Si más altos que el de las fundiciones grises laminares, siendo
habituales carbonos equivalentes de 4,3-4,8%. El contenido en azufre debe ser 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
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constante a través de la austenita homogénea conduce a un crecimiento radial
uniforme que engendra la forma esferoidal.
La figura 2.1 muestra esquemáticamente el crecimiento del grafito laminar y
esferoidal en una fundición hipoeutéctica.
Figura 2.1. Crecimiento del grafito laminar y esferoidal en una fundición hipoeutéctica
La microestructura de las fundiciones esferoidales en bruto de colada es perlítica o
ferrito-perlítica, estando las esferas de grafito rodeadas por zonas ferríticas (ojos de
buey) consecuencia, como en las fundiciones maleables negras, de la ferritización
directa de la austenita empobrecida en carbono. Para obtener una estructura
completamente perlítica, exenta de ojos de buey, de mayor resistencia mecánica e
igual alargamiento, puede normalizarse la fundición calentando a 875º-925ºC con
enfriamiento al aire.
Las características mecánicas de las fundiciones esferoidales perlíticas son las
siguientes:
Rm=650-1000 MPa; RP=450-700 MPa; A=5-3%
Puede globulizarse la perlita por tratamiento subcrítico a 600º-675ºC durante 4 h,
que aumenta la tenacidad.
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Para obtener una matriz ferrítica, de máximo alargamiento, se efectúa un recocido
de ferritización: calentamiento a 900ºC durante 3 h, enfriamiento rápido en horno hasta
720ºC y mantenimiento de 4 h, seguido de enfriamiento lento a 15ºC/h hasta 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,
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respectivamente, de la microestructura representada en la micrografía 2-5,
correspondiente a la fundición esferoidal en bruto de colada: grafito esferoidal orlado
por ojos de buey y matriz perlítica.
Micrografía 2-3. Fundición esferoidal perlítica. Ataque nital (x400)
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