diseño y desarrollo de aceros inoxidables dúplex con bajo

UNIVERSIDAD POLITECNIGA DE MADRID

ESCUELA TÉCNICA SUPERIOR DE INGENIEROS INDUSTRIALES

(Diseño y (Desafroííb deJLceros Ino^icíaSíes

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TESIS DOCTORAL

(Bara la oStendón déCgrado de ¡Doctor Ingeniero InáislriaC

2003

DEPARTAMENTO DE INGENIERÍA Y CIENCIA DE LOS MATERIALES


TESIS DOCTORAL

DISEÑO Y DESARROLLO DE ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX CON BAJO CONTENIDO EN NÍQUEL

Autor: D. Carlos del Campo Díaz Ingeniero Industrial

Directores: D. Jaime Botella Arboledas Doctor en Ciencias Químicas

D. Rafael Gamboa Atienza Doctor Ingeniero Industrial

Marzo 2003

Título

DISEÑO Y DESARROLLO DE ACEROS INOXIDABLES

DÚPLEX CON BAJO CONTENIDO EN NÍQUEL

Autor

Carlos del Campo Díaz

Tribunal:

Presidente:

Vocal:

Vocal:

Vocal:

Secretario:

D.

D.

D.

D.

D.

Realizado el acto de defensa y lectura de la Tesis el día. de

de 2003, en la Escuela Técnica Superior de Ingenieros industriales, acuerdan otorgar

la calificación de:

A mi mujer

AGRADECIMIENTOS

Al finalizar la presente Tesis, quiero expresar mi sincero agradecimiento a todas

aquellas personas que han contribuido a la realización de ia misma:

A Rafael Gamboa, por su flexibilidad en la dirección de este trabajo y sus acertadas

orientaciones en el desan^ollo de la Tesis.

A Jaime Botella, por su dedicación, paciencia y apoyo, así como por sus valiosos

consejos y recomendaciones que sirvieron para encauzar atinadamente los distintos

trabajos que componen esta Tesis.

A Acerinox S.A., por poner a mi disposición toda la infraestructura y medios

necesarios para llevar a cabo los trabajos de esta Tesis.

A todos los compañeros de los Laboratorios de Acerinox S.A., por su inestimable

colaboración en este trabajo, en especial a Victoria Matres, Juan Almagro, Rafael

Sánchez, Ricardo Román e Inmaculada Moreno.

A mi familia y amigos por su incondicional apoyo.

IV

RESUMEN

Los aceros inoxidables dúplex austeno-ferríticras se han convertido en aleaciones de uso creciente en las industrias química y de derivados del petróleo, así como en aplicaciones específicas de generación de energía, plantas offshore, industria de la pulpa y el papel, etc. Sus ventajas, respecto a los austeníticos, con los cuales compiten, se refieren a una mayor resistencia mecánica, superior resistencia a la con°osión localizada (picaduras e Intersticios), y, sobre todo, superior resistencia a la corrosión bajo tensiones en medios que contienen cloruros.

En el desarrollo de las citadas aleaciones se han ido empleando porcentajes de nitrógeno cada vez más elevados, sin embargo, no se ha contemplado una reducción paralela en el contenido en níquel, elemento de elevado coste. Para la predicción de fases en aleaciones del sistema Fe-Cr-Ni se utilizan habitualmente modelos y ecuaciones, así como métodos informáticos, sin embargo, en ambos casos, aparecen ciertas limitaciones.

En esta Tesis se aplicará un modelo experimental basado en la fabricación y estudio de pequeñas coladas de laboratorio en las cuales la composición se define en el rango establecido. Mediante dichas coladas es posible analizar las principales caracteristicas microestructurales y establecer unas ecuaciones de constitución que permitan definir las composiciones a fabricar y realizar ajustes o balances en la composición que pretendan potenciar la mejora en una detenninada propiedad mediante la adición de elementos concretos.

De esta forma, una vez definidas las principales características de las nuevas aleaciones austeno-fen-íticas, el trabajo completo de desarrollo comprende la selección de las composiciones, su fabricación a mayor escala, estudio de deformabilidad en caliente, propiedades mecánicas, resistencia a distintos tipos de corrosión (bajo tensiones y picaduras), transformaciones microestructurales y soldabilidad.

A lo largo de los trabajos se emplean aleaciones dúplex con composiciones estándar para valorar comparativamente las propiedades que presentan las nuevas aleaciones y poder analizar las ventajas e inconvenientes de las mismas frente a las clásicas.

Los resultados experimentales muestran que las propiedades de los nuevos dúplex con bajo contenido en níquel son, en general, equivalentes, y en ciertos aspectos, claramente superiores respecto a los dúplex clásicos. Además, se han creado herramientas de diseño para permitir fabricar aleaciones con composiciones que potencien determinadas propiedades.

ABSTRACT

Austenitic-ferritic dúplex stainless steeis have become growing use alloys in chemical and oil industries, as well as specific applications like power generation, off-shore plants, pulp and paper industry, etc. The attractive combination of properties offered by dúplex stainless steeis has impulsed them as an excellent alternative to standard austenitic stainless steeis in applications requiring high mechanicai strength and resistance to pitting and stress-corrosión cracking in chioride media.

The development of such alloys tends to progressively higher nitrogen contents, however, a parallel reduction in nickel content, which is ene of the most expensive alloying elemente, has not been contemplated. To predict phase content in the Fe-Cr-Ni system, models and equations have been extensively used, as well as thermodynamics based softwares, although both procedures present certain iimitations.

In this Thesis an experimental approach, based on the fabrication and study of small laboratory heats in which composition is defined within the planned range, will be applied. Making use of these heats, it is possible to analyse the main microstructural characteristics an to establish constitutive equations. Such equations are helpful to define the Chemical compositions to fabrícate and to perfonn any adjust or balance in the composition to improve the behaviour of the material regarding specific properties.

Therefore, once the main characteristics of the new dúplex alloys are defined, the complete development work consists on the selection of compositions, their fabrication in higher scale, the study of their hot formability, mechanicai properties, corrosión resistance (stress corrosión and pitting), microstructural transfomnations and weldability.

Throughout the Thesis works, standard dúplex alloys are employed to be used as a reference, to evalúate comparatively the properties featured by the new alloys and to enable the analysis of their benefits and Iimitations comparing with the classicai dúplex alloys.

The experimental results reveal that the properties of the new low nickel dúplex alloys are, on the whole, equivalent, and, in certain aspects, clearly higher regarding standard dúplex alloys. Moreover, design tools have been developed to produce alloys having special chemical composition to improve specific properties.

VI

índice

ÍNDICE

CAPITULO 1: OBJETIVOS

1. Tema de la Tesis 1

2. Objetivos de la Tesis 3

Bibliografía 7

CAPfTULO 2: MEDIOS PARA LA REALIZACIÓN DE LA TESIS

1. Homo de inducción para la fabricación de aleaciones de 50 g 8

2. Espectrofotómetro de fluorescencia de rayos X 10

3. Equipo analizador para la determinación de C y S 11

4. Equipo analizador para ia determinación de N 12

5. Ferritoscopio 13

vil

índice

6. Microscopio óptico 14

7. Homo de inducción para ia fabricación de aleaciones de 40 Kg 15

8. IVIartillo de forja 17

9. Laminador en frío 20

10. Equipo para soldadura TIG 21

11. Maquina universal de tracción 22

12. Equipo de ensayos termomecánicos GLEEBLE1S00 23

13. Péndulo Charpy 26

14. Durómetro Vickers 28

15. Potenclostato/Galvanostato 29

16. Célula plana con aporte de agua 30

17. Sistema de microscopía y microanálisis EDS-FESEM (Ge) 33

Bibliografía 35

CAPITULO 3: PROCEDIMIENTOS DE TRABAJO

1. Fabricación de aleaciones de 50 g 36

2. Fabricación de aleaciones de 40 Kg 41

3. Obtención de materiales para caracterización de propiedades 46

VIH

índice

4. Condiciones de registro de las curvas potenciodinámicas 49

5. Descripción de las condiciones de ensayo de corrosión bajo tensiones 49

6. Preparación metalográfica 51

Bibliografía 51

CAPITULO 4: INTRODUCCIÓN GENERAL SOBRE LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX

1. Introducción 52

2. Composiciones y propiedades generales 53

3. Principales aplicaciones de los inoxidables dúplex 60

4. Conclusiones 66

Bibliografía 67

CAPITULO 5: DESCRIPCIÓN DE LAS ALEACIONES A DESARROLLAR. SUPUESTOS INICIALES. COMPARACIÓN CON ALEACIONES EXISTENTES

1. Introducción 68

2. Comparación con otros aceros objeto de patentes 70

IX

índice

CAPITULO 6: ECUACIONES DE CONSTITUCIÓN

1. Estudio previo 73

2. Botones dúplex bajo níquel 79

Bibliografía 97

CAPITULO 7: FABRICACIÓN DE MATERIALES PARA CARACTERIZACIÓN DE PROPIEDADES

1. Fabricación y características de los materiales fabricados 98

2. Evolución microestructural durante el proceso de fabricación 99

CAPITULO 8: DEFORMABILIDAD EN CALIENTE

1. Introducción 104

2. Comportamiento general de los dúplex 105

3. Ensayos y resultados 116

Bibliografía 121

índice

CAPITULO 9: RESISTENCIA A LA CORROSIÓN

1. Introducción 123


3. Evaluación de la resistencia a la corrosión por picaduras 127

4. Evaluación de la resistencia a la corrosión bajo tensiones 129

Bibliografía 142

CAPITULO 10: DIAGRAMAS TEMPERATURA-TIEMPO-TRANSFORMACIÓN (300-1000OC)


2. Ensayos realizados 151

3. Resultados obtenidos 152

Bibliografía 176

CAPITULO 11: PROPIEDADES MECÁNICAS


2. Evaluación de la dureza en los dúplex bajo níquel 182

3. Límite elástico, resistencia mecánica y alargamiento 184

XI

índice

4. Tenacidad y temperatura de transición dúctil/frágil 184

Bibliografía 188

CAPITULO 12: SOLDABILIDAD


2. Evaluación de la soldabilidad de los dúplex bajo níquel 192

Bibliografía 203

CAPITULO 13: CONCLUSIONES GENERALES

Conclusiones generales 205

XII

CAPITUL01 Objetivos

CAPITULO 1

OBJETÍVOS

1.-TEMA DE LA TESIS

Los aceros inoxidables dúplex austenofem'ticos contienen, en su mayor parte, proporciones de ambas fases en el rango 40/60 a 60/40, aproximadamente, y se han convertido en aleaciones de uso aeciente en las industrias química y de derivados del petróleo, así como en aplicaciones específicas de generación de energía, plantas offshore, industria de la pulpa y el papel, etc. Son conocidos desde los años 30, y sus ventajas, respecto a la serie austenítica, se refieren a una mayor resistencia mecánica, superior resistencia a la conosión localizada (picaduras e intersticios), y, sobre todo, superior resistencia a la con^osión bajo tensiones en medios que contienen clomros [1,2,3].

En su desarrollo ha influido notablemente la moderna capacidad tecnológica de fabricación, como por ejemplo el sistema AOD (Argón Oxigen Decarburation), que ha hecho posible una óptima reducción de impurezas y un adecuado control de elementos

Pág.1

CAPITULO 1 Objetívos

como carbono y nitrógeno, éste último de creciente importancia en ios aceros que afrontan las nuevas exigencias de la Industria actual [4]. El nitrógeno ha sido empleado en principio en los llamados dúplex de segunda generación (EN 1.4362, EN 1.4462, etc.), con índices de resistencia a la corrosión por picaduras, o PREN (Pitting Resistance Equivalent Number), de hasta 39 y, más ampliamente, en los de tercera generación o superdúplex (EN 1.4507, EN 1.4410, etc.), con PREN mayores de 40, a partir de los años 90 [3]. El desarrollo de las citadas aleaciones, a pesar de los especiales incrementos en los niveles de aleación de un elemento gammágeno como el nitrógeno, no ha contemplado una reducción en el contenido en níquel, elemento de elevado coste, por lo que parece de gran interés un estudio en este sentido.

Unos bajos niveles de níquel no son compatibles con una diminución equivalente de las concentraciones de cromo y molibdeno, ya que ambos constituyen, junto con el nitrógeno, la base de aleantes necesaria para lograr una alta resistencia a la corrosión. Es por ello que se hace necesario elevar los niveles habituales de otros elementos, como es el caso del nitrógeno y, en menor medida, del cobre. La introducción del nitrógeno como elemento formador de austenita, reemplazando al níquel en este aspecto, ha de suponer una mejora en propiedades fundamentales como son: la resistencia mecánica, la resistencia a la corrosión, especialmente la resistencia a la con-osión por picaduras, y, además, la soldabilidad, al acelerar la cinética de la reformación de austenita durante la soldadura. Este incremento en el porcentaje de nitrógeno implica una nueva variación para asegurar la adecuada solubilidad de este elemento, que es el aumento en el contenido de manganeso, el cual, además, actúa como estabilizador de la austenita.

Nomialmente, la predicción de fases en aleaciones del sistema Fe-Cr-Ni se basa, entre otros, en los modelos de Schaeffier, DeLong o Pryce y Andrews, aplicables a aceros austeníticos soldados o tratados a alta temperatura [5,6,7], y en el de Schoefer, aplicable a aceros inoxidables dúplex estándar {8]. A través del continuo trat»ajo de desarrollo metalúrgico de los aceros, se ha comprobado la limitación de estos modelos (gráficos y ecuaciones) en la predicción de los equilibrios de fases en sistemas metalúrgicos de composiciones químicas complejas y variables, como son los inoxidables dúplex tasados en FeCrNiMnN. Para solucionar esta situación se ha recumdo en numerosos casos al empleo de métodos de cálculo matemáticos basados en parámetros termodinámicos (Thermo-Calc, IVITDATA, etc.), en los que se ha comprobado, sin embargo, una fuerte dependencia del modelo respecto a paiebas empíricas de validación [3].

Pág.2

CAPITUL01 Objetivos

Unas fuertes reducciones de níquel con incrementos de nitrógeno, cobre y manganeso, suponen cambios drásticos de las típicas composiciones químicas de los dúplex clásicos, lo que hace necesario recurrir a algún procedimiento que pemnita la predicción de los equilibrios entre las fases presentes en los nuevos aceros. Uno de los métodos comprobados para poder establecer una relación matemática entre las composiciones químicas de los aceros y las estructuras de solidificación (o tras tratamientos ténnicos) consiste en aplicar un modelo experimental basado en la fabricación y estudio de pequeños lingotes, en los cuales las composiciones se definen en ei rango deseado para los diferentes elementos, obteniéndose una variabilidad en cuanto a la relación porcentual de fases. Se ha comprobado que esta tecnología no sólo ofrece la posibilidad de crear un modelo fiable de predicción del contenido de fases en un entorno concreto de composiciones, sino que también permite realizar una primera aproximación a las características microestructurales así como a determinadas propiedades, y evaluar la influencia individual de los aleantes. Esta técnica ha sido empleada con éxito en el diseño y desarrollo de aceros inoxidables austeníticos bajos en níquel y altas en manganeso y nitrógeno sut)st¡tutivas de las normalizadas EN 1.4301 y EN 1.4401 [9.10]. La po^bilidad de establecer una ecuadón de constitución para estas nuevas aleaciones dúplex especialmente bajas en el contenido de níquel, puede dar paso a la selección de composiciones equilibradas microestructuralmente, para su fabricación a mayor exala y su caracterización, incluyendo además de sus propiedades mecánicas, de resistencia a la corrosión, etc., aspectos fundamentales de fabricabiíidad como puedan ser las propiedades temiomecánicas, soldabilídad, etc.

2. OBJETIVOS DE LA TESIS

El principal objetivo de esta Tesis es el diseño de aleaciones inoxidables dúplex austenofenríticas con bajos contenidos en níquel, presentando características mecánicas, de resistencia a la corrosión y de soldabilidad equivalentes, al menos, a las de los dúplex clásicos. La relativa reducción en níquel implicará, para salvaguardar la relación de fases o/y, la adición de otros elementos gammágenos, fundamentalmente el nitrógeno. Sin embargo, el Incremento de la aleación en nitrógeno tendrá que salvar la dificultad de la relativa baja solubilidad de dicho elemento en ios fundidos con las composiciones clásicas de los inoxidables dúplex. Tai incremento de la solubilidad del nitrógeno se ha de lograr, fundamentalmente, mediante la aleación con manganeso.

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CAPITULO 1 Objetivos

Estos inoxidables dúplex de reducidos niveles de níquel y con, al menos, las mismas excepcionales propiedades mecánicas y de corrosión que las de los dúplex clásicos como el 2205 (EN 1.4462), deberían resultar altamente competitivos en precio, al ser el níquel un elemento determinante en el costo de la aleación.

Así pues, teniendo en cuenta estas premisas, se plantean unos amplios rangos de composición para los distintos elementos. En la tabla 1.1 se comparan estos rangos con los del acero dúplex clásico 2205.

Nuevos dúplex

2205 Clásico

C

<0,1

¿0,03

Si

<1

¿1

Mn

6a12

<2

%masa

Cr

20 a 24

21 a 23

Ni

¿2,5

4,5 a 6,5

Cu

<3

-

Mo

2a4

2,5 a 3,5

N

0,1 a 0,4

0,08 a 0,2

Tabla 1.1. Rangos de estudio propuestos en comparación con los del dúplex clásico de referencia

Los procedimientos experimentales puestos en juego han de pemnitir alcanzar el objetivo principal, a través de una serie de objetivos parciales que mejoren progresivamente el conocimiento:

A) Aproximación metalúrgica a los dúplex bajos en níquel

Es sabido que los aceros inoxidables austeníticos presentan contenidos de fenita delta de solidificación que, en general, no superan el 10% y que son disueltos mediante tratamientos térmicos antes de las transfonnaciones en caliente. Esto ocurre tanto para los austeníticos clásicos, como para los austeníticos con bajos contenidos en níquel (por ejemplo aquellos con Ni < 2,5%).

Por otra parte, los aceros inoxidables dúplex tienen proporciones de fases que varían ampliamente, desde el 30% al 70% de ferrita.

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CAPITUL01 Objetivos

El primer objetivo será la fabricación y el estudio de lingotes de 50 g de aceros inoxidables con bajos contenidos de níquel y contenidos en fenita de solidificación que sean intermedios entre los de los austeníticos y los de los dúplex (% ferrita en el entorno 10~30%), estableciendo una primera correlación composición química - estructura.

Este primer objetivo permitirá una adecuada aproximación al diseño de aleaciones que realmente sean dúplex austenofen-íticos, con contenidos de fenita en el entorno 30-70%.

B) Análisis de los equilibrios microestructurales en las nuevas aleaciones dúplex bajo níquel

Estudio de las relaciones de fases y de las estabilidades estructurales de las mismas, en función de las composiciones químicas, para lo cual es necesario determinar en inoxidables dúplex de bajo contenido en níquel (con contenidos de fenrita en el rango del 30 al 70%):

1. Fónnulas que predigan el contenido en fenita, en fundón de la composición química, en estado de solidificación (ecuaciones de constitución en solidificación).

2. Fórmulas que predigan el contenido en fenita, en función de la composición química, tras tratamiento térmico a temperaturas superiores a 1000 °C (ecuaciones de constitución tras tratamientos ténnicos post-solidificación).

3. Precipitación de fases intermetálicas perjudiciales (cj, x. etc.), entre 300 y 1000°C. Estudio de sus composiciones e influencia de los elementos de aleación.

Estos aspectos se estudiarán sobre botones de 50 g y lingotes de 40 Kg. Se emplearán técnicas de fusión en vacío - atmósferas controladas y coladas centrífuga o gravitacional, determinaciones metalográfica y magnética de fases, microanálisis de fases (microscopía electrónica de barrido), tratamientos Isotérmicos para determinación de diagramas TTT (Temperatura - Tiempo - Transformación), medidas de dureza y análisis matemático de resultados mediante regresiones lineales multivariables.

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CAPITUL01 Objetivos

C) Deformabilidad en caliente

1. Laminabilidad en condición "as casT (materiales en condiciones de solidificación)

2. Ductilidad en condición "as wroughf (materiales forjados en caliente)

Ensayos y simulación de procesos temnomecánicos sobre materiales colados y forjados en caliente (procedentes de lingotes de 40 Kg en los dos casos). Registro de valores de resistencia mecánica y evaluación de resultados mediante porcentaje de reducción de área (probetas cilindricas) y aparición de grietas.

D) Resistencia a ia corrosión

En cuanto a la resistencia a la corrosión por picaduras, se analizará el efecto de la composición química. Estudio mediante ensayos potenciodinámicos, aplicables a botones de 50 g y a lingotes transformados. Comparación frente a austeníticos y dúplex convencionales.

Evaluación del efecto de la composición química en la resistencia a la con-osión bajo tensiones. Estudio sobre lingotes de 40 Kg transformados en ctiapas. Determinación del tiempo necesario para la aparición de grietas y velocidad de progresión de las mismas. Ensayos normalizados en MgClz (estudio comparativo frente al dúplex estándar).

E) Propiedades mecánicas

Estudio inicial sobre la dureza de las aleaciones fabricadas como botones espectrométricos de 50 g (efecto de los elementos de aleación). Detemninación de las propiedades mecánicas de las aleaciones dúplex a partir de las coladas fabricadas en lingotes de 40 Kg y transfomnadas en chapas, incluyendo en este caso la tenacidad en material laminado en caliente, detemriinando el rango de temperatura de transición dúctil/frágil.

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CAPITUL01 Objetivos

F) Soldabilidad

Estudio sobre las aleaciones dúplex fabricadas en lingotes de 40 Kg y transformadas en chapas: pruebas de soldadura utilizando el método TIG. Evaluación del material soldado mediante técnicas metalográficas. Estudio de las zonas de fusión y zonas afectadas por el calor (ZAT).

BtBLIOGRAFIA

[1] H.D. Solomon, T.D. Devine Jr.; "Dúplex stainless steeis - A tale of two phases", Dúplex Stainless Steel '82 conference proceedings, St. Louis, USA, p.693 (1983).

[2] S. Bemhardsson; 'The corrosión resistance of dúplex stainless steeis", Dúplex Stainless Steel '91 conference proceedings, Beaune, France, p.185 (1991).

P] J. Charles; "Structure and mechanical properties of dúplex stainless steeis", Dúplex Stainless Steel '94 conference proceedings, Glasgow, Scotland, (1994).

[4] J. Charles; "Superduplex stainless steeis: structure and properties", Dúplex Stainless Steel '91 conference proceedings, Beaune, France, vol.1, p.3 (1991).

[51 A.L Schaeffier. Met. Prog., vol. 56, p.680 (1969).

[6] W.B. DeLong. Met. Prog., vol. 77, p.98 (1960).

[7] L Pryce, KW. Andrews. J. Iron Steel Inst., London, vol. 195, p.145 (1960),

¡8] E. Schoefer. Weld. Res., vol. 39, p.10, (1974).

[9] Acerinox, S.A.; Proyecto CECA, "Acero inoxidable austenítico con níquel inferior al 2%". Infomne EUR 16019, (1997).

[10] Acerinox, S.A.; Proyecto CECA, "Low nickel austenitic stainless steel with elevated resistance to pitfing corrosión". Informe EUR 19379, (2000).

Pág.7

CAPITULO 2 Medios para la realización de la tesis

CAPITULO 2

MEDIOS PARA LA REALIZACIÓN DE LA TESIS

1.- HORNO DE INDUCCIÓN PARA FABRICACIÓN DE COLADAS DE 50 q

Para la fabricación de aleaciones se ha utilizado un homo de alta frecuencia LECO Lifumat Met 3.3 Vac, controlado mediante un microprocesador y diseñado para la fusión y colada de aleaciones metálicas de 50 gramos de peso.

Este horno se caracteriza por su cámara de fusión, instalada en un brazo giratorio que una vez fundido el material pemíiite la colada centrífuga del mismo. En esta cámara se instala el crisol con la materia prima que se desea fundir y la lingotera de cobre, poniéndose ambos en contacto a través de una pequeña coquilla cerámica. El cierre de la cámara es hermético, de forma que la fusión puede realizarse a presión atmosférica, en vacío (hasta 50 mbar) o en atmósfera controlada, ya que permite la introducción de gas en la cámara después de realizar el vacío.

Las aleaciones realizadas en este trabajo se han fabricado en atmósfera inerte de argón (7-8 kg/cm^).

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Figura 2.1. Imagen del interior del horno donde se distingue la cámara de fusión montada sobre el brazo giratorio y la bobina de inducción que se encargará de la fusión de la materia prima alojada en el interior de la cámara.

Al cerrar la cámara, la parte baja del crisol, recubierta con un vaso de cuarzo, sobresale de ia cámara, de forma que accionando el ascenso de la bobina inductora, se sitúa en el centro de ésta.

Et campo magnético de alta frecuencia creado por la espira inductora hace que se forme una intensidad de corriente secundaria que fluye en la superficie del material alojado en el crisol. Dicha corriente se transforma en calor debido a ía resistencia propia del material, llegando finalmente a la fusión total del mismo. Estas corrientes producen movimientos de agitación del caldo y junto con el proceso de colada centrifuga en la lingotera de cobre, se garantiza la homogeneización del acero liquido.

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2.- ESPECTROFOTOMETRO PE FLUORESCENCIA DE RAYOS X

El equipo utilizado es un Espectrofotómetro de Fluorescencia de Rayos X Philips PW 2600/00 con 12 canales de medida distribuidos en dos niveles alrededor del tubo de rayos X, a 29 y 44° con respecto al plano de la superficie de la muestra, que se dispone verticalmente al eje del tubo de rayos X.

El tubo de rayos X posee de un ánodo de rodio y de una ventana de berilio y trabaja a un potencial de 50 kV y a una intensidad de corriente de 50 mA.

En estos equipos, la excitación de la muestra se produce por inradiación de la muestra con el haz proveniente de un tubo de rayos X. En estas condiciones los elementos de la muestra se excitan por absorción del haz primario y emiten sus propios rayos X fluorescentes característicos. Dicho espectro de emisión característico suministra infonnación para el análisis cualitativo y cuantitativo.

En cuanto a la realización del análisis hay que tener en cuenta que la intensidad de las líneas espectrales emitidas por los elementos de la muestra depende de la rugosidad superficial de la misma. Por esta razón la preparación previa al análisis es de gran importancia. Consiste en lijar la superficie de la muestra hasta llegar a grano 180, ya que éste es el procedimiento seguido por las muestras patrón utilizadas en la calibración del equipo. Para disminuir el efecto de la rugosidad, el espectrofotómetro utilizado permite el giro de la muestra durante la irradiación por el haz primario de rayos X ("spinner").

Los análisis efectuados con este equipo se realizan siguiendo las instrucciones de la norma de trabajo interna de Acerinox (NDT 8017) [1]

Dependiendo de la composición de la muestra, se pueden analizar concentraciones de un elemento desde fracciones de ppm hasta el 100% (% en masa). La desviación estándar de una medida en función de la concentración viene dada por la expresión:

•=k^jc+0,l (Ec.2.1)

siendo C la concentración y A; un valor constante para cada elemento. Los datos relacionados con la calibración del equipo para cada elemento se ofrecen en la tabla 2.1.

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Elemento s¡ Mn Sn Ni Cu Cr P

Mo Ti Nb Co

Rango (% en masa) 0 - 3,20 0 - 13,10 0 - 0,10 0 - 36,00 0 - 3,70 0 - 25,00 0 - 0,10 0 - 5,80 0 - 0,75 0 - 1,06 0 - 7,70

N° de muestras 153 151 90 137 137 136 148 119 57 48 117

RMS 0,0152 0,0250 0,0025 0,0371 0,0158 0,0492 0,0016 0,0146 0,0101 0,0084 0,0062

K 0,0179 0,0177 0,0073 0,0143 0,0184 0,0140 0,0045 0,0136 0,0168 0,0146 0,0130

Tabla 2.1. Parámetros cx)rrespondientes a las curvas de calibración del espectrofotómetro de fluorescencia de rayos X. La columna RMS da los valores de la raíz cuadrada de la media y la columna k, la constante necesaria para aplicarla ecuación 2.1.

3.- EQUIPO ANALIZADOR PARA LA DETERMINACIÓN DE C Y S

El equipo utilizado para determinar el porcentaje en peso de C y S que tiene la aleación fabricada es un equipo analizador LECO HF-400 asociado a un microprocesador CS-444.

Los análisis efectuados con este equipo se realizan siguiendo las instrucciones de la norma de trabajo interna de Acerinox (NDT 8009) [2]

El método de análisis es destructivo ya que la muestra, en fonna de viruta (ver figura 3.3), pierde sus características iniciales una vez concluido el análisis.

En el crisol se deposita la muestra (pesada en balanza analítica), junto con wolframio (LECOCEL 763-266), que favorecerá la fusión de la misma, y se introduce en el horno. El primer paso consiste en una purga con oxígeno, de este modo se desplazan los gases adsorbidos tanto en la superficie de la muestra como en la del crisol. Posteriormente se conecta la inducción del horno hasta que por efecto de las altas temperaturas y la corriente de oxígeno puro, se produce la combustión total de la

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muestra. Los gases producidos se transportan interiormente hasta la célula de detección de radiación infrarroja.

En la primera célula se detecta el SO2 existente, cuya cantidad estará directamente relacionada con el S de la muestra. Posteriormente se vuelve a calentar el gas y el dióxido de azufre se oxida a trióxido de azufre, que se elimina del sistema mediante un filtro de celulosa y el monóxido de carbono pasa a dióxido de carbono, que se detecta del mismo modo en la segunda célula de IR.

El sistema de detección consiste en un filamento de Ni-Cr a 850°C que irradia energía a 85 Hz y entra en la célula a través de una ventana de fluoruro calcico y se proyecta a través de la célula de medida a la cámara donde se encuentra el gas objeto de análisis. Este gas absorbe la radiación y emite un espectro característico. La radiación sale de la cámara a través de una segunda ventana de fluoruro de calcio y de un filtro que selecciona las longitudes de onda correspondiente al CO2, que pasan por un cono de condensación antes de llegar al detector.

El valor numérico que ofrece el equipo al finalizar el análisis está referido en tanto por ciento en masa y es el resultado de la comparación del valor obtenido con los correspondientes al blanco y las muestras patrones.

4.- EQUIPO ANALIZADOR PARA LA DETERMINACIÓN DE N

La determinación del N de la muestra se realiza en un equipo analizador LECO EF-400 con microprocesador TC-436. Los análisis efectuados con este equipo se realizan siguiendo las instrucciones de la norma de trabajo interna de Acerinox (NDT 8009) [2]

Se trata de un método de análisis destructivo y al igual que en el equipo descrito en el apartado anterior, se parte de viruta extraída de la muestra. Este método está basado en la diferencia de conductividad térmica del gas existente en la cámara de detección antes y después del análisis.

La célula de detecdón consiste en un puente de Wheaston formado por dos pares de filamentos. En primer lugar, tanto los filamentos de referencia como los de medida se mantienen a temperatura constante haciendo pasar un flujo continuo de helio. En este momento se equilibra el puente de Wheaston y se obtiene una lectura mínima correspondiente al blanco.

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CAPITULO 2 Medios para la realizaaón de la tesis

La muestra, en forma de viruta, se pesa mientras que el crisol de grafito se desgasifica dentro del horno. Una vez desgasificado se añade la muestra y se pone en marcha el procedimiento automatizado de análisis. Este procedimiento consiste en calentar la muestra y en desviar el gas desprendido (nitrógeno) hacia la cámara de detección. En este momento los filamentos de medida se encuentran rodeados de un gas de naturaleza muy distinta a la del gas utilizado como referencia, aunque tanto el flujo como la temperatura del mismo sigan siendo los mismos. Este cambio en la composición en el gas y por tanto en la conductividad témiica del mismo, tiene como consecuencia la generación de una determinada carga a la salida del puente de Wheaston ya que el nitrógeno tiene una conductividad térmica bastante inferior a la del helio (5.6 x 10^ vs 33 x 10^ cai/cm^Cs) y su presencia hace que aumente la temperatura del filamento.

Al igual que antes, el valor numérico que se obtiene al concluir el análisis (porcentaje en masa) es el resultado de comparar el valor de la carga generada con el resultado del blanco y de los patrones de calibración además de la compensación debida al peso de la muestra.

5.-FERRIT0SC0PI0

Teniendo en cuenta las propiedades magnéticas de la ferríta y la ausencia de estas en la austenita, puede establecerse una relación directa entre la permeabilidad magnética de un acero inoxidable dúplex austenoferrítico y el porcentaje de ferrita, en volumen, presente en el mismo [3].

Para detenninar el porcentaje de fenita presente en cada una de las aleaciones fabricadas se ha utilizado un ferritoscopio FISCHERSCOPE MWIS.

El instrumento consta, además de una unidad de control, circuitos de procesado, etc., de una sonda manual que debe colocarse cuidadosamente y de fonna vertical sobre la superficie de la muestra. En esta sonda, se aloja una espira conductora de modo que al pasar una corriente alterna de baja frecuencia, genera un campo magnético alterno que penetra en el interior de la muestra. La interacción entre este campo y la muestra da lugar a una con'iente eléctrica alterna inducida en la espira de detección. El voltaje de dicha corriente es proporcional al contenido de ferrita existente en el volumen medido.

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Existen varios factores que influyen en la medida: distancia entre la sonda y la superficie de la muestra, curvatura de la superficie, morfología de los granos de ferrita y distancia de la sonda al borde de la muestra. E! primero de estos factores se evita situando la sonda directamente sobre la superficie y el resto se minimizan tras la calibración. El femtoscopio utilizado está calibrado en el rango 0.1 - 80% de ferrita.

En este trabajo, cada vez que se ofrece un dato del contenido de ferrita corresponde al valor promedio de diez mediciones.

6.- MICROSCOPIO ÓPTICO

La observación de las estructuras de los materiales fabricados y la comprobación de la aparición de picaduras se ha realizado con un microscopio metalográfico marca REICHTER-JUNG, modelo MeF-3.

La digitaiización de imágenes se realiza con el programa infomiático Adobe Premiere LE.

Figura 2.2. Microscopio óptico utilizado para el análisis metalográfico.

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7.- HORNO DE INDUCCIÓN PARA COLADAS DE 40 Kq

Para la fabricación de lingotes de 40 kg se ha utilizado un homo de inducción de media frecuencia y alto vacío PFEIFFER-VSG 030 (ver figura 2.3). Este horno permite realizar la fabricación de la colada en atmósfera controlada de vacío/gas inerte, siendo los componentes principales del sistema la cámara para fusión/solidificación, la unidad de potencia y la unidad de vacío:

a) Cámara paia fusión/solidificación

Consiste en un recipiente cilindrico de aproximadamente 575 litros, con un fondo soldado y una tapa superior móvil. Las tres piezas son de doble pared y está refrigeradas independientemente.

En su interior se encuentran la bobina de inducción (5 espiras) de 260 mm de diámetro y 370 mm de altura, que contiene un crisol de 5.5 litros de capacidad (magnesia o alúmina) y un molde o lingotera tronco piramidal de sección interior cuadrada.

Sobre la tapa existe una pequeña precámara (1 litro de capacidad) con bomba rotatoria autónoma, que pemiite conectar individualmente uno de los cinco brazos disponibles en el revólver superior

® Termopar de inmersión de Pt/PtRh10%, cuya función es medir la temperatura del metal fundido. ® Tomador de muestras intemiedias, que permite extraer muestras de aproximadamente 100 g del metal fundido para analizar la composición química durante el proceso de fusión. ® Adicionador n° 1, para añadir material a la colada durante el proceso de fusión. Tiene una capacidad aproximada de 5 kg. ® Adicionador n° 2, para el ajuste fino de la composición química de la colada. Permite adicionar pequeñas cantidades de materia prima, pudiendo cargar simultáneamente hasta seis tipos de materias primas distintas. ® Maza / Lanza de gas. La maza se utiliza para romper la capa sólida que se fomna en la superficie del caldo y la lanza de gas sirve para soplar gas, normalmente argón, en el interior del metal fundido.

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b) Unidad de potencia (denominada EMA)

Consiste en un doble convertidor estático que proporciona una potencia máxima de 60 Kw a 4 KHz de frecuencia. Los elementos principales son:

Rectificador de tres fases

- Circuito intermedio de corriente continua

- Inversor corriente continua / corriente alterna

Transformador de salida de media frecuencia

Batería de condensadores de compensación

Sistema de control del convertidor estático

La unidad de potencia está conectada a la bobina de inducción a través de un pasamuros, refrigerado por agua, en la pared de la cámara de fusión / colada. Dicho pasamuros se divide en dos brazos en el interior de la cámara para sujetar por los extremos la bobina, sirviendo el superior de ellos de eje de giro para verter el metal fundido a la lingotera.

c) Unidad de vacío

La componen una unidad de control y tres bombas de vacío, que tienen como misión evacuar la cámara de fusión / colada hasta alcanzar un vacío de 5.10' mbar (nominal)

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Figura 2.3. Imagen del horno donde se distingue, en la parte central, la cámara de fusión junto con el revólver de cinco brazos descritos anteriormente. A la izquierda, la unidad de potencia y a la derecha la unidad de control. El sistema de vacio (bombas y refrigeración) está situado en la parte trasera.

8.- MARTILLO DE FORJA

Para e! proceso de feria en caliente se ha utilizado el Martillo Autocompresor Titán Saab 270 (fabricado por Aurrera, S.A., Bilbao) cuya fotografía y esquema se muestran en la figura 2.4.

Considerando el esquema de ia figura, puede decirse que el cuerpo del martillo está integrado por un robusto bastidor (1) de fundición de alta resistencia en forma de cárter herméticamente cen-ado que contiene el mecanismo de accionamiento del émbolo compresor. Este cárter permite recuperar el exceso del aceite empleado en el engrase del martillo y amortiguar el ruido producido por el aire del escape.

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El bastidor mencionado fomna en su extremo anterior un anillo poligonal (2) en el que se aloja la chabota de fundición (3) fijada elásticamente al mismo por medio de cuñas de madera dura (introducidas a golpe entre las caras poligonales del anillo y chabota, ver fotografía) que impiden la transmisión de los choques y vibraciones a que está sometida la chabota, el bastidor y los mecanismos de accionamiento.

Figura 2.4. Fotografía y esquema del martilb autocompresor Titán Saab 270

Los cilindros compresor (4) y de trabajo (5) forman un solo bloque unido al bastidor por medio de tetones semicirculares y anillos - zunchos (6) de acero forjado calados en caliente que pemiiten un rápido desmontaje y montaje del bloque, al mismo tiempo que aseguran la fijación del mismo. Los cilindros están provistos de camisas que se recambian con facilidad.

El mecanismo de accionamiento del martillo constituido por el volante - polea, cigüeñal (7) y biela (8) está construido con materiales que aseguran una gran

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resistencia de los mismos, al mismo tiempo que una gran ligereza de las masas con movimiento alternativo, lo que reduce los esfuerzos producidos por la inercia.

El émbolo compresor (9) de fundición resistente al desgaste, se ha proyectado de forma tal, que se halla perfectamente guiado. Los segmentos de estanqueidad están montados en su extremo superior de mayor diámetro, sirviendo de guía el extremo inferior de menor diámetro.

La maza se construye de acero de alta calidad, sometido a tratamientos térmicos que aseguran la máxima resillencia del mismo. El dispositivo de guía de la misma, formado por tres guías de bronce ajustadas contra las caras planas correspondientes a la maza, permite un centrado perfecto de la misma y elimina la posibilidad de desviaciones. El extremo inferior de la maza está previsto para la fijación de la boca superior de forja por medio de una ranura en cola de milano y chaveta. En la tabla 2.2 se recogen las características y dimensiones del martillo autocompresor.

Fuerza de la maza de caída (Kg)

Máximo hierro cuadrado que forja (mm)

Carrera normal de la maza (mm)

Distancia del eje de la maza al escole (mm)

Número de golpes por minuto

Potencia necesaria (HP)

Diámetro del volante (mm)

Ancho del volante (mm)

Velocidad máxima del motor (r/m)

Velocidad máxima del volante (r/m)

Peso total (incluido yunque) (Kg)

Peso del yunque, sin bocas (Kg)

270

250x250

460

600

140

30

1000

290

600/1000

140

10500

3600

Tabla 2.2. Características y dimensiones del martillo autocompresor.

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9.- LAMINADOR EN FRIÓ

Para la laminación en frío de las chapas forjadas en caliente y tratadas térmicamente se ha utilizado un laminador en frío de laboratorio fabricado por Talleres Norton (Barcelona), ver figura 2.5.

Este laminador permite laminar chapas de un ancho máximo de 120 mm, de forma que, reduciendo la distancia entre los rodillos en pasadas sucesivas, puede pasarse desde un espesor máximo de 20 mm hasta un espesor mínimo de 0.8 mm.

Figura 2.5. Fotografía del laminador en frío de laboratorio utilizado.

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CAPITULO 2 Medios para la realizatíón de la te^s

10.- EQUIPO PARA SOLDADURA TIG

Para la realización de las soldaduras TIG (sin aporte de material) se ha utilizado un equipo de soldeo EUROMATÍC 35-2 (de Messer Griesheim). Este equipo se ha utilizado acoplando la antorcha de soldeo a un banco de soldadura donde se ha programado la velocidad de desplazamiento de la misma, garantizando así la obtención de un cordón de soldadura unifomne. EUROMATÍC 35-2 es un equipo que puede utilizarse para distintos tipos de soldadura:

Soldadura TIG con intensidad de corriente constante. Soldadura TIG con intensidad de corriente pulsada.

- Soldadura TIG con intensidad de corriente programada (desde 2 hasta n pasos). Soldadura por puntos (TIG) Soldadura de Plasma

- Soldadura manual con electrodo revestido.

Este equipo ofrece buenas prestaciones en cuanto a predsión y reproducibilidad de la ejecución del programa de soldadura, garantizándolas en un intervalo de fluctuación del voltaje principal de hasta ± 10%. Las principales características técnicas del equipo se recogen en la tabla 2.3.

Rango de la intensidad de soldeo (A)

Voltaje de soldeo (V)

Voltaje del circuito abierto (V)

Precisión en las intensidades programadas

Precisión en los tiempos programados

Voltaje nominal de entrada (V)

Corriente continua de entrada (A)

Corriente máxima de entrada (A)

Potencia de servicio (kVA)

Factor de potencia eos <p

5-350

10-24

100

± 1% para l>100A

±1 Aparal <100A

±0.01 s

3x22/380, 415, 500 (50/60 Hz)

51/30, 26, 23

58/30, 29, 25

20

0.65

Tabla 2.3. Características técnicas del equipo EUROMATÍC 35-2.

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CAPITULO 2 Medios para la realización de la teas

11 •- MAQUINA PARA ENSAYOS DE TRACCIÓN

Los ensayos de tracción que se llevan a cabo en este estudio se han realizado en la Máquina Universal de Ensayos ZwicK 1486. El bastidor de la máquina tiene una capacidad máxima de 250 KN, lo que la hace idónea para el ensayo de chapa fina de acero inoxidable (en general hasta 10 mm de espesor). De fonna adicional dispone de los siguientes dispositivos:

• Unidad medidora de probeta Zwick 7082.23, se trata de una estación de medida para la probeta de ensayo, que dispone de dos sistemas independientes, uno para el espesor y otro para la anchura.

• Extensómetro longitudinal Zwick Multisens Macro, mediante este dispositivo se controla el alargamiento en zona calibrada de la longitud inicial U y permite obtener la variación de dicha longitud a lo largo del ensayo y hasta la rotura. El registro de estos datos hace posible el cálculo de los denominados alargamiento remanente de la probeta (A, %) y coeficiente de acritud (n).

o Extensómetro transversal Muller & Faikenberg. Este dispositivo, normalmente denominado contractómetro, va detectando la reducción del ancho de la probeta desde el comienzo del ensayo hasta las proximidades de la carga máxima. Estos datos permiten el cálculo del denominado coeficiente de anisotropía plástica (r).

Los ensayos se han realizado de acuerdo a la nomna UNE [4J. El tipo de probeta utilizada en los ensayos (figura 2.6) corresponde a las dimensiones indicadas según la nomnativa ASTM [5].

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h

^

^^^

r a b

i Lo

U

Lt

h

B

dimensiones en mm a

a<10

b

12,5 ±0,25

B

20

h

105

Le

60

Lo

50±0,1

Lt

270

Paralelismo

0,05

Figura 2.6. Esquema y dimensiones de la probeta utilizada para los ensayos de tracción.

12.- EQUIPO DE ENSAYOS TERMOMECANICOS GLEEBLE1500

El sistema Gleeble 1500 es un equipo que puede generar ciclos tennomecánicos para reproducir prácticamente cualquier situación metalúrgica. Básicamente, consta de un sistema de control por ordenador y de dos servosistemas (térmico y mecánico), además de otros dispositivos auxiliares.

Sistema de control: El centro de la Gleeble 1500 es el sistema de control por ordenador, denominado 1592. Este proporciona todas las señales para programar los ciclos témnico y mecánico, además de controlar todos los equipos accesorios que hacen posible la operatividad de la máquina.

Sistema térmico: Incorpora un transformador de tensión constante que proporciona una corriente eléctrica de 50 Hz. La probeta se calienta debido a la resistencia intrínseca del material que se opone al paso de dicha corriente (efecto Joule). La señal térmica de retroalimentación, esto es, la señal que utiliza el sistema para autorreguiarse, puede provenir bien de un termopar tipo K (cromel/alumel), de un termopar tipo S (Pt/PtRh10%) o de un pirómetro óptico de radiación. El circuito

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CAPITULO 2 Medios para la realizadón de la te&s

eléctrico desde el transformador a las mordazas está formado por elementos de cobre para asegurar una buena conducción.

Sistema mecánico: Se basa en un servosístema hidráulico que utiliza una bomba de desplazamiento variable de doble rango y baja velocidad, que suministra aceite a un pistón acoplado a una de las mordazas en la unidad de carga horizontal. Foman parte del sistema mecánico las mordazas de sujeción de las probetas. Dichas mordazas tienen forma de cuña, están refrigeradas por agua, y montadas en dos puentes sobre ejes guía. El puente derecho está fijado a las guías, y el izquierdo se desplaza mediante cojinetes antífrícción por la acción del sistema hidráulico.

Por último, se encuentra el sistema combinado de control y medición.

Se pueden medir cuatro variables: fuerza, desplazamiento, defonnación transversal y defomriación longitudinal. La fuerza se mide mediante una célula de carga extensométrica horizontal de alta frecuencia, diseñada para compresión, tracción y fatiga. Las tres restantes variables se miden a través de transductores lineales de desplazamiento variable (LVDT). Una quinta variable, la tensión, se genera dividiendo la señal de fuerza por el área de la probeta.

Cualquiera de estas cinco variables puede ser utilizada como señal mecánica de retroalimentación para control del programa.

Unidad de vacío: El sistema Gleeble dispone de una unidad de vacío fonnada por una bomba rotatoria con capacidad de bombeo de 160 litros por minuto, y una bomba difusora con trampa fría de nitrógeno de 150 litros por segundo, que permiten alcanzar un vacío de 5-10"^ mmHg en la cámara de ensayo.

Unidad de enfriamiento foizado: Para conseguir velocidades de enfriamiento superiores a las que se derivan del enfriamiento por conducción axial en la probeta, el equipo Gleeble dispone de un sistema de enfriamiento de dos canales, con válvulas de control de caudal ajustables individualmente en cada canal.

Como medio refrigerante se puede emplear agua, aire o mezcla de ambos. Por cada canal, dispone de dos tipos de válvulas; de aguja para ajuste de caudal, y eléctrica de solenoide que se activa desde el ordenador, en la secuencia de programa establecida. Una conexión común de salida comunica el sistema con la ducha, que es el dispositivo por el que sale el medio refrigerante a presión (hasta 8 Kg/cm ).

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Figura 2.7. Sistema termomecánico GLEEBLE1500.

Prestaciones del sistema Gleeble 1500:

Sistema témiíco:

Variable de control Velocidad máxima de calentamiento Velocidad mínima de calentamiento Exactitud del servosistema

Velocidad máxima de enfriamiento Velocidad máxima de enfriamiento(*) Exactitud del termopar Velocidad de respuesta del termopar (*) Enfriamiento forzado

Temperatura 10 000°C/s mantenimiento estacionario ± 1°C en equilibrio ±2«Ca150°C/s + 10°Ca1500°C/s 300° C/s 5 000« C/s ±1°C 20 000° C/s

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CAPITULO 2 Medios para la realización delatéis

Sistema mecánico:

Variables de control

Velocidad máxima de deformación Carga máxima de tracción o compresión Carga máxima en fatiga Rango bajo de presión hidráulica Rango alto de presión hidráulica Desplazamiento máximo Velocidad máxima de mordazas

Desplazamiento Deformación longitudinal Deformación transversal Fuerza Tensión 200 1/s 80000 N ± 53000 N 70 Kg/cm^ 210 Kg/cm^ 100 mm 1200 mm/s

13.-PÉNDULO CHARPY

Para la realización de los ensayos de resiliencia se ha utilizado un Péndulo Charpy marca R+K Asmer, modelo PSW-750-A. Las características de dicho péndulo quedan descritas en la tabla 2.4.

Las probetas utilizadas para los ensayos poseen las especificaciones descritas en la norma ASTM correspondiente [6] y aparece esquematizada y dimenslonada en la figura 2.8.

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DESCRIPCIÓN RESULTADO Bastídor

Cimentación

Anclaje de la máquina a la cimentación Vibración del bastidor

Bloque de hormigón de 42x94x130 cm. Masa superior a 1200 Kg Mediante 4 pernos M30 en J No se aprecia vibración

Péndulo

Anchura de la cuchilla Ángulo de la cuchilla

Radio de la cuchilla Ángulo entre la línea de contacto de la cuchilla y el eje longitudinal de la probeta

Mecanismo de liberación del péndulo

16 mm 29°55'

2,1 mm

90°

Dispara sin retraso impulso, ni vibración Centro de percusión

Tiempo "f" en segundos para 100 oscilaciones

Distancia del eje de giro al centro de percusión Longitud del péndulo L (desde el eje de giro al centro de la probeta) Longitud teórica desde el eje de giro al centro de percusión 0.995*L

Diferencia entre las longitudes arriba indicadas

175,6 s

0,7663 m

0,7697 m

0,7658 m

0,0005 m <^0.1%deL

Energía potencial

Peso del péndulo F

Energía potencial Error de la energía potencial

399,97 N

600,5 J (paraca 161,935°)

-0,1% de la energía potencial

Pérdidas por fricción

Pérdidas por el indicador Pérdidas por rozamientos de cojinetes y aerodinámicos Pérdidas totales

0,5 J

1,2 J

0,3% de la energía potencial

Velocidad de impacto Valor calculado 5,4 m/s

Tabla 2.4. Descripción del péndulo Charpy utilizado para los ensayos de resiliencia.

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CAPITULO 2 Medios para la realizaaón de la tesis

^

a

:í IQ

" - T

longitud

a

55

es en mm

b

27,5

c

2 ± 0,025

d

7,5 ±0,025

r

0,25 ±0,025

a

45° ± 1°

P 90° ± 10'

7

90P±10'

Figura 2.8. Esquema y dimensiones de la probeta utilizada para los ensayos de resiliencia

14.- DUROMETRO VICKERS

Para los ensayos de dureza se ha utilizado el durómetro Vickers Akashi AVK-A, siendo sus partes constituyentes las que se relacionan a continuación:

• Mecanismo automático para la aplicación de las cargas » Temporizador de permanencia de las cargas • Impresora de datos • Microscopio óptico con objetivos Olimpus de 10 y 20 aumentos • Ocular de 10 aumentos con hilos de medida • Indicador de medida de diagonales y dureza

El primer paso para la ejecución del ensayo consiste en situar la probeta sobre el yunque del durómetro, perfectamente apoyada y perpendicular al penetrador (también denominador indentador y cuya punta concluye en una pirámide de diamante de ángulo 136° ± 0.5°). Posicionando el revólver en el ocular, se enfoca la muestra y se

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elige una zona limpia y libre de marcas para realizar en ensayo. Girando de nuevo el revólver, se selecciona el penetrador y se acciona el pulsador situado en la base del yunque para que comience la indentación. El penetrador tarda 5 segundos en descender y aplicar la carga, siendo 15 segundos el tiempo de mantenimiento de la misma. Acabado este tiempo y automáticamente, se retira la carga y ya es posible girar de nuevo el revólver para enfocar la huella creada en el material. Mediante el desplazamiento de los hilos del ocular se miden las diagonales de la huella (en pm) y de fomna automática el durómetro ofrece el valor de dureza Vickers correspondiente [7].

15.- POTENCiOSTATO/GALVANOSTATO

La evaluación de la resistencia a la corrosión por picaduras de los materiales se lleva a cabo mediante técnicas electroquímicas. La técnica empleada es la denominada Polarización Anódica, lo que requiere la utilización de un potenciostato/galvanostato.

Se ha utilizado un equipo EG&G PAR modelo 263A, controlado por un ordenador personal con microprocesador Pentium 120 y tarjeta GPIB PCI. En este equipo la intensidad máxima de polarización es de ± 2 A y el rango de medida de intensidad es de 100 nA a 1 A. El programa infomiático utilizado para el control del potenciostato, registro de los datos y tratamiento de los mismos ha sido el M352 SoftCorr III.

Para la realización de las medidas electroquímicas se ha utilizado una célula de tres electrodos (ver apartado siguiente). El potencial del electrodo de trabajo (la probeta) no se puede medir directamente en valor absoluto, sino que es necesario hacerio con respecto al de un electrodo de referencia cuyo potencial debe de ser estable y reproducible. Ambos se encuentran unidos mediante un circuito a un voltímetro que permite la medida de la diferencia de potencial entre la probeta y el electrodo de referencia.

El equipo consta de una fuente de comente continua modulable (amplificador de corriente continua) que permite su empleo como galvanostato o potenciostato. Cuando se utiliza como galvanostato, se aplica una corriente eléctrica externa al electrodo de trabajo que puede ser catódica o anódica. Una vez excitado el sistema, el equipo mide su respuesta en potencial y lo expresa como diferencia respecto del de referencia. La corriente suministrada se controla mediante un amperímetro situado en el circuito cen-ado que completan los electrodos auxiliares, los cuales se encuentran unidos a su vez con el amplificador de corriente continua. Los electrodos

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auxiliares deben de ser inertes en la disolución de ensayo, es decir que no se corroan, y deben de proporcionar una superficie altamente reactiva para las reacciones electroquímicas.

Cuando el equipo funciona como potenciostato, el potencial se mide mediante el electrodo de referencia y el voltímetro que se encuentran unidos al electrodo de trabajo. La modificación del potencial se realiza a través del amplificador de corriente continua cuya salida alimenta a los electrodos auxiliares. En este caso se mide la respuesta en corriente del sistema a la excitación aplicada.

Los trabajos incluidos en la presente Tesis Doctoral se han realizado en modo potenciostático. Los ensayos han consistido en variar el potencial de las muestras a una velocidad constante de 0,17 mV/s, registrándose la respuesta en corriente. La información obtenida se registra en fomia de diagrama de E vs log i.

16.- CÉLULA PLANA CON APORTE DE AGUA

Esta célula, como se muestra en la figura 2.9 consta de un recipiente con cinco bocas en la parte superior donde se disponen los componentes auxiliares. En la parte inferior de la célula hay un orificio de aproximadamente 1 cm , que delimita la superficie de ensayo. La protieta se sitúa debajo, quedando sujeta por una tapa atornillada. Sólo queda en contacto con la disolución la superficie de ensayo delimitada por una junta tóríca.

El puente salino en esta célula se sitúa perpendicular a la probeta de ensayo, usándose un electrodo de referencia de calomelanos. Los electrodos auxiliares son de grafito, dispuestos de forma que la distribución del potencial aplicado sea uniforme. Se utiliza un desaireador para burbujear nitrógeno y la agitación de la disolución se realiza con un agitador mecánico.

La célula está recubierta con una cámara por la que recircula agua procedente de un baño termostático, con lo que se consigue elevar a la temperatura deseada la disolución de ensayo.

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1. Contacto eléctrico de la probeta.

2. Puente salino o capilar de Luggin.

3. Electrodo de referencia.

4. Electrodos auxiliares.

5. Agitador magnético.

6. Desaireador

7. Entrada de agua de recirculación.

8. Aporte de agua destilada.

Figura 2.9. Célula plana con aporte de agua.

Para evitar los posibles problemas de corrosión por intersticios durante los ensayos de resistencia a (a corrosión por picaduras, se ha realizado una adaptación de esta célula, siguiendo los principios de la célula desarrollada por Avesta [8,9,10]. Ei principio fundamental de esta célula consiste en el paso de un pequeño flujo de agua destilada a través de la zona de contacto de la muestra y la junta tórica, responsables de la aparición de intersticios, como se muestra en la figura 2.10. De esta fonria, se evita la concentración de iones agresivos y ei proceso de acidificación de la disolución en el interior del intersticio.

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Aporte de agua

Junta tórica interna

Salida de agua

Junta tórica externa Disco de papel de filtro

Figura 2.10. Esquema de la superficie de ensayo y el aporte de agua.

La conducción del agua destilada a la célula se ha realizado a través de un tubo de plástico flexible, bombeando el agua con una bomba peristáltica (Masterflex). El agua destilada liega a la cámara circular limitada por dos juntas toncas concéntricas. El papel de filtro poroso (Whatman 44) situado entre la muestra y la junta tórica interior permite que haya una circulación continua del agua destilada en el intersticio y que fluya hacia el interior de la célula (figura 2.11). Una vez el agua está en el interior, fluye inmediatamente hacia arriba debido a su menor densidad. A su vez, la junta tórica exterior en contacto con la muestra sella herméticamente la cámara.

La mayoria de los autores sugieren un flujo de agua de 4-5 ml/h como suficiente para evitar la concentradón de iones agresivos en el intersticio y por otra parte no provocar una disolución significativa del medio agresivo. Qvarfort [8] demostró que en una disolución de NaCl 0,63 M, el potencial de picadura era independiente del flujo de agua en un rango de 1-12 ml/h. Si la muestra está demasiado apretada a la célula, es difícil que haya un flujo continuo de agua hacia el interior. Esto provocaria la creación de pilas de aireación diferencial detiajo del papel de filtro en el interior de la célula y por tanto el inicio de conroaón por iníersficios. Por el contrario, sí el flujo es demasiado grande puede provocar la formación de una película de agua sobre la superficie de la muestra e inhibir la con-osión por picaduras.

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Figura 2.11. Detalle de la célula de ensayo con aporte de agua.

Otro efecto atribuido a ia presencia de agua destilada, es la contribución a la corriente anódica de la parte de la probeta que se encuentra debajo del papel de filtro entre la junta tórica interior y la exterior. Esta aportación a la corriente anódica es muy pequeña, ya que sería (a correspondiente a la corriente pasiva en un medio no agresivo (agua destilada). Por lo tanto, sólo afectaría a la medida de la corriente pasiva y no a la del potencial de picaduras.

17.- SISTEMA DE MICROSCOPÍA Y MICROANALISIS EDS-FESEM fGe)

Para la observación de las muestras y para la realización del microanálisis de las fases mayoritarias se ha utilizado un Microscopio Electrónico de Barrido con cátodo de Emisión de Campo, FE-SEM {Field Emission, Scanning Electron Microscope). Las características del microscopio se recogen en la tabla 2.5.

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CAPÍTULO 2 Medios para la realización de la te^s

Modelo Cañón de electrones Pot Aceleración Aumentos

Resolución máxima

DSM 982 GEMINI Cátodo de Emisión de Campo por efecto Schottl(y 200Va30keV 20 a 800000 a 20 keV 1.2 nm (distancia de trabajo = 6 mm) a 1 keV2.8nm (distancia de trabajo = 3 mm)

Tabla 2.5. Características principales del microscopio electrónico de banido.

El FE-SEM empleado incorpora un cátodo de efecto campo tipo Schottky que consta de un monocristal de volframio cuya cara <100> (en la que se produce la emisión de electrones), al calentarse se recubre de una capa de 2rO. Ésta fuente es la que presenta mayor estabilidad dentro de las de emisión de campo, caracterizándose por su gran resolución y por su capacidad para trabajar a grandes aumentos incluso a bajos potenciales de aceleración.

La configuración de este FE-SEM incluye dos detectores de electrones secundarios, uno en la cámara y otro sobre la lente objetivo, C.Z. GEMINI, sistema dual. Para la Obtención de imágenes de electrones retrodispersados se utiliza un detector de electrones retrodispersados retráctil K+E, que permite fomnar imágenes a partir de 2 keV. El sistema también cuenta con una cámara de infrarrojos, que permite visualizar en un monitor, los movimientos de la muestra en el Interior de la cámara portamuestras.

El sistema de vacío está compuesto por bombas turbomoleculares para el vacío previo y de trabajo en la cámara; y de una bomba iónica que mantiene ei vacío en la zona del cañón de electrones en el rango de 10" hPA o mejor.

Para el microanálisis de las muestras se utiliza un detector de rayos X por dispersión de energías, fabricado por OXFORD modelo LINK GEM 6901. Está equipado con un cristal de gennanio (10 mm^ de área efectiva) y una ventana ultradelgada, ATW2, fabricada con un polímero plástico de 0,4 nm de espesor. Esta configuración pennite la detección simultánea de cualquier elemento con número atómico mayor de 4 (a partir del boro) con una resolución máxima mejor de 115 eV para la línea Ka del Mn, a 5,90 keV y mejor de 65 eV para la línea Ka del F, a 677 eV.

Los sistemas de microanálisis (análisis químico de imágenes) están controlados por ei sistema microanalizador marca OXFORD, modelo LINK ISIS L 300.

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BIBLIOGRAFÍA

[1] NDT-8017, Rev.3. Norma de trabajo interna de Acerinox S.A. (1995).

[2] NDT-8009, Rev.O. Nomna de trabajo interna de Acerinox S.A. (1994).

[3] Norma ASTM A 799/A 799M-92.

[4] Norma española UNE 36-405-88. "Productos sidertirgicos. Método para la determinación del coeficiente de acritud de chapa de acero".

[5] Norma ASTM-E 8M-95a. "Test Metliods for Tensión Testing or Metallic Materials".

[6] Norma ASTM E23-94b. "Standard Test Methods for Notched Bar Impact Testing of Metallic Materials".

[7] Norma española UNE 7-423/1-88. "Materiales metálicos. Ensayo de dureza".

[8] R.Qvuarfort. Corrosión Science, 28, No. 2, p. 135 (1988).

[9] D.C. Electrochemical Test Methods. Dr.N.G. Thompson. NACE International Houston, Texas (1998).

[101 NormaASTMG 61-86.

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CAPITULO 3 Procedimientos de trabajo

CAPITULO 3

PROCEDIMÍENTOS DE TRABAJO

1 - FABRICACIÓN DE ALEACIONES DE 50 q

La primera parte del estudio realizado en esta tesis se realiza con una serie de coladas cuyo peso aproximado es de 50 g. En los puntos sucesivos se describe de forma detallada el proceso de fabricación de dichas coladas.

1.1. Materias primas y cálculo de carga para fusión y colada

La fabricación de las aleaciones se realiza en el horno centrifugo de alta frecuencia LECO LIFUMAT MET 3.3 VAC, descrito en el apartado 1 del Capítulo 2, empleando una serie de metales y aleaciones de partida. Estas aleaciones, cuya relación y composiciones químicas se ofrecen en la tabla 3.1, son las materias primas utilizadas en la fabricación de los aceros diseñados.

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Para determinar las cantidades necesarias de cada una de las materias primas elegidas se establece un balance de masas teniendo en cuenta el peso de la aleación a fabricar (50 g), la composición química deseada y la composiciones químicas de las materias primas de partida.

Fe-Mo Fe-Cr(N) Fe-Cr(C) Fe-S¡-Cr Cr electr. Ni electr. Mn electr. Fe electr. Fe-P Sn Cu

Mo 67,00

--------

N 0,009 3,250 0,018 0,020 0,027

-0,092 0,006 0,002

c 0,030 0,260 6,790 0,043 0,020

-0,025 0,016 0,054

Si 0,58 0,59 4,50 39,4

--

0,23 -

1,89

Cr -

62,52 51,10 39,10 99,82

----

yvf -----

99,99 ---

Mn ------

98,47 -

5,70

Fe 32,11 32,83 37,40 21,10

--

0,89 99,43 67,39

p ---

0,03 --

0,01 -

24,76

S 0,090 0,011 0,029 0,001 0,015

-0,009 0,015 0,011

Sn ---------

99,99

Cu ----------

99,99

lab\a 3.1. Composición química de las materias pilmas utilizadas en la fabricación de aleaciones de 50 g (% en masa).

El balance de masas requiere el establecimiento del rendimiento de cada uno de los aleantes. Este rendimiento metálico se obtiene de una fonna totalmente experimental, es decir, inicialmente se parte de un 100% de rendimiento para todos los elementos y se calculan ios pesos necesarios de cada una de las materias primas. Una vez fabricada la primera aleación, se analiza su composición química y se compara con la composición química deseada. Si ambas no coinciden se ajustan los rendimientos y se vuelven a detemninar los pesos necesarios de las materias primas para fabricar una nueva aleación. Estos pasos se repiten hasta que la composición química obtenida coincida con la deseada; en este momento se habrán fijado los rendimientos de cada uno de los elementos aleantes. Sin embargo, estos rendimientos no quedan fijos para todo el proceso de fabricación ya que dependen de multitud de factores: materia prima seleccionada en la que forma parte el elemento en cuestión, grado de vacío en la cámara de fusión, tipo de crisol utilizado, número de veces que se realiza una colada en el mismo crisol y tiempo de espera una vez conseguida la fusión total. El hecho de que existan tantos factores hace que la detenninación de los rendimientos metálicos sea algo prácticamente continuo en el proceso de fabricación de las aleaciones, dando lugar, normalmente, a la fabricación de una serie de aleaciones previas a la de composición deseada cada vez que se produce una variación en cualquiera de los factores señalados anterionnente.

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El cálculo del balance de masas se ha realizado mediante la ejecución de un programa en formato "Basic" elaborado para tal fin. Como ejemplo del resultado obtenido en estos cálculos, en la tabla 3.2 se ofrecen los datos correspondientes a la aleación base (aleación número 246 de la tabla 6.3).

Composición deseada (% masa)

Mo N C Si Cr Ni Mn Fe P Sn Cu

3,00 0,30 0,02 0,35

22,00 2,00 8,00

63,30 0,02 0,01 1,00

Pesos materia prima (g)

Fe-Mo Fe-Cr(N^ Fe-Cr(alto C) Fe-Si-Cr Cr electrolítico Ni electrolítico Mn electrolítico Fe electrolítico Fe-P Sn Cu

2,373 3,798 0,000 0,092 9,266 1,060 5,063

31,750 0,043 0,005 0,530

Rendimiento metálico (%)


100,00 100,00 100,00 100,00 100,00 100,00 85,00

100,00 100,00 100,00 100,00

Tabla 3.2. Calculo de los pesos de las materias primas para la fusión y colada de la aleación número 246.

1.2. Proceso de fabricación

Una vez que se han calculado las materias primas necesarias teniendo en cuenta los rendimientos metálicos según las condiciones de fabricación y se han pesado en la balanza analítica, sólo resta mezclarlas, homogeneizar la mezcla e introducirla en el interior del crisol.

El crisol se sitúa en la cámara de fusión, junto con la coquilla cerámica y la lingotera de cobre (figura 3.1). Se cierra la cámara, se sitúa la bobina de inducción alrededor del crisol para comenzar el programa de fusión.

El primer paso es realizar vacío en la cámara antes de introducir Ar, atmósfera en la que tendrá lugar la fusión. Posteriomnente se conecta la bobina de modo que comience por un precalentamiento antes de aplicar toda la potencia necesaria para la fusión.

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CAPITULO 3 Procedimientos de traba/o

Fig. 3.1. Imagen de la posición que adopta el crisol en la cámara de fusión del horno.

A través de la mirilla del horno se va observando la evolución de la materia prima hasta que se consigue un caldo homogéneo (el tiempo oscila entre 50 y 75 segundos, según el número de coladas que se hayan realizado en el mismo crisol), momento en el que se procede a bajar la bobina de inducción para que el brazo comience a girar y así colar el caldo en la lingotera de cobre de la cámara.

Cuando concluye el proceso de fusión y colada, se enfría la lingotera con la aleación en agua fría y se procede a la extracción de la aleación fabricada, tal y como se muestra en la figura 3.2.

Una vez fabricada la aleación, se tija la superficie hasta grano 180 y se procede al análisis de composición química global. Los elementos Cr, Ni, Mn, Mo, Si, Cu, P, Sn, Ti, Nb y Co se determinan simultáneamente con un Espectrofotómetro de Fluorescencia de Rayos X (cap.2 ap.2). El análisis de C, S y N requiere la extracción de viruta de la muestra (figura 3.3) y se realiza en ¡os analizadores descritos en los apartados 3 y 4 del cap.2.

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I 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 2 !iiulii!ilH]ilnn!tiiili!Mhiiiljiiil!iM!iiiiliiiiliiiiliiiiliniln!i[!iiiliii!liiimi!iiiiHliniiiitiiitiil!üilii!¡l

Fig. 3.2. Imagen del molde de cobre, que una vez fabricada la aleación puede abrirse para fadtitar su extracción.

Fig. 3.3. Imagen de la aleación una vez que se ha obtenido viruta para la determinación de C, SyN

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2.- FABRICACIÓN DE ALEACIONES DE 40 Kq

Para la caracterización de las propiedades de los materiales analizados en esta Tesis se realizan una serie de coladas cuyo peso aproximado es de 40 Kg. En los puntos sucesivos se describe de fomna detallada el proceso de fabricación de dichas coladas.

2.1. Materias primas y cálculo de carga para fusión y colada

La fabricación de las aleaciones se realiza en el horno de inducción de media frecuencia y alto vacío PFEIFFER-VSG 030, descrito en el apartado 7 del Capítulo 2. Las materias primas empleadas para la fabricación de las coladas son las que se muestran en la tabla 3.3. Hut>o que utilizar materias primas distintas para los lingotes de 40 Kg, dado que algunas de las empleadas en la fabricación de las coladas de 50 g presentaban porcentajes de azufre relativamente elevados, lo que resultaba en porcentajes de azufre entorno a 0.009% en dichas pequeñas coladas. Estos porcentajes de azufre altos hubieran implicado peores resultados de laminabilidad en caliente para las aleaciones en estudio (ver cap.8 ap.2.7). Con el objeto de reducir al máximo los niveles de azufre (hasta niveles cercanos al 0.001% que presentan los dúplex estándar fabricados a escala industrial), se empleó también como materia prima pequeñas porciones (de 20 Kg de peso aproximadamente) de desbaste de acero inoxidable ferrítico del tipo EN 1.4016 (ver tabla 3.3).

Del mismo modo que en las coladas de 50 g, el cálculo del balance de masas se ha realizado mediante el programa en fomnato "Basic" comentado con anterioridad. Como ejemplo del resultado obtenido en estos cálculos, en la tabla 3.4 se ofrecen los datos correspondientes a la aleación L-283 de la tabla 7.1. Al igual que en el caso de las coladas de 50 g, el fenómeno de los rendimientos fue un factor a considerar en la fabricación de estos lingotes.

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CAPITULO ¡

Mo metal Fe-Cr(N) Fe-Cr(C) Fe-Si-Cr Fe-Cr Ni electr. Mn electr. Fe barras Fe-P Sn Cu EN1.4016

» Procedimientos de trabajo

Mo 99,99

--------

0,02

N 0,004 2,950 0,011 0,002 0,027

-0,092 0,004 0,002

0,035

C 0,012 0,045 6,530 0,005 0,032

-0,025 0,004 0,054

0,020

Si -

0,35 0,93 40,5 0,45

-0,23

-1,89

0,34

Cr -

66,50 64,70 38,47 68,50

----

16,23

Ni -----

99,99 -

0,01 -

0,24

Mn ------

98,47 0,04 5,70

0,26

Fe -

30,20 26,20 20,10 30.96

-0,89 99,90 67,39

82,50

P -

0,015 --

0,018 -

0,01 0,005 24,76

0,021

S 0,001 0,007 0,029 0,002 0,002 0,009 0,009 0,003 0,011

0,001

Sn ---------

99,99

0,01

Cu ----------

99,99 0,06

Tabla 3.3. Composición química de las materias primas utilizadas en la fabricación de las aleaciones de 40 Kg (% en masa).

Composición deseada (% masa)


3,00 0,30 0,02 0,30

22,00 2,00 8,00

63,35 0,02 0,01 1,00

Pesos materia prima (Kg)

Fe-Mo Fe-Cr (Ná Fe-Crialto C) Fe-Si-Cr Fe-Cr Ni electrolítico Mn electrolítico Fe barras Fe-P Sn Cu EN 1.4016

1,259 3,868

0 0,016 3,932 0,747 3,551 4,959 0,006 0,002 0,387 21,774

Rendimiento metálico (%)


95,00 95,00

100,00 100,00 100,00 100,00 90,00

100,00 100,00 100,00 100,00

Tabla 3.4. Calculo de los pesos de las materias primas para la fusión y colada de la aleación L-283.

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2.2. Proceso de fabricación

El proceso de fabricación de cada una de estas coladas se inicia el día previo a la realización de las mismas, dado que es preciso colocar la bobina en el horno (haciendo circular agua de refrigeración para asegurar la inexistencia de fugas) o repasar la bobina si ya estaba colocada. Del mismo modo, es necesario pintar las paredes interiores de la lingotera {figura 3.4) con pintura refractaria para evitar que se produzcan pegaduras durante ta solidificación deí lingote entre la corteza del mismo y las paredes de la lingotera.

Fig. 3.4. imagen del conjunto de piezas que componen la lingotera. Una vez fabricada la aleación puede abrirse para facilitar su extracción.

El día de la fabricación de la colada, el primer paso es calentar la lingotera con un soplete, montaria, y colocarla, mediante una grúa, en el interior de! horno (figura 3.5). A continuación se prepara la materia prima y se coloca el material que se va a fundir en primer lugar (el inoxidable fenrítico, el Fe y la mayor parte o ía totalidad de Fe-Cr y Ni) en el interior de la bobina.

Una vez cerrado el horno, se conecta el interruptor general (cuadro de conexiones), el de la cabina y la refrigeración (interruptor eléctrico y llave de paso de la tubería).

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Entonces se ponen en funcionamiento las bombas de vacío y se espera el tiempo suficiente hasta alcanzar aproximadamente 10E-4 mbar.

Cuan se alcanza el vacío necesario, se conecta el EMA. Se va aumentando progresivamente la potencia hasta el valor máximo y se espera a que funda toda la carga. El resto de la materia prima se introduce en e! crisol realizando varias adiciones. Para efectuar cada adición, se realizan sucesivamente los siguientes pasos: se pone ía adición de materia prima en el dosificador, se hace vacío en la precámara, se abre la compuerta de conexión entre e! horno y la precámara, y se deja caer esta materia prima sobre el crisol con la carga fundida. En la última adición a realizar se introduce la materia prima que contiene el nitrógeno. Antes de realizar esta adición hay que aumentar la presión en el interior del horno hasta 800 mbar para evitar que se pierda el nitrógeno de la aleación y se alcancen los porcentajes deseados en este elemento. Esta operación se efectúa mediante el soplado de Ar.

Fig. 3.5. Imagen de la bobina con el crisol y la lingotera frente a ella para efectuar la colada.

Pág.44


Tras la fusión de las sucesivas adiciones, se introduce e! termopar en el horno a través de la precámara. A continuación se detiene el EMA y se sumerge el termopar en el baño. Si la temperatura está entre 1530-1540° C se saca el termopar del horno y se procede a colar en la lingotera; Si la temperatura al introducir el termopar fuese inferior a 1530° C se saca el termopar del baño, se conecta de nuevo el EMA y se espera un poco.

Una vez finalizada la colada y transcurrido el tiempo suficiente para que lingote y lingotera se enfríen hasta temperatura ambiente, se abre el horno y se saca con ayuda de la grúa la lingotera. La lingotera se coloca en el suelo, boca abajo, se separa la base de lingotera, y se golpea el lingote con una maza hasta que éste cae al suelo.

Mediante sierra refrigerada se procede al corte de una rodaja {de unos 20 mm de espesor) en la parte inferior del lingote (figura 3.6), de la cual se extrae un pieza de aproximadamente 35 x 35 x 20 mm en la cual se efectúa el análisis de la composición química, lo que se realiza taf como fue comentado anteriormente para las coladas de 50 g.

Fig. 3.6. Imagen de un lingote y una de las rodajas cortadas en su parte inferior.

Pág,45


3.- OBTENCIÓN DE MATERIALES PARA CARACTERIZACIÓN DE PROPIEDADES

Para la obtención de probetas para la caracterización de propiedades, se realizaron sucesivamente cortes transversales en cada uno de los lingotes de 40 Kg, obteniéndose un conjunto de piezas de dimensiones 100 x 100 x 20 mm que, en función del estudio al que van a ser destinadas, sufren una serie de tratamientos. En la figura 3.7 se muestra una de las citadas piezas. En dicha figura, la pieza ha sufrido un corte longitudinal y se le ha soldado una pequeña barra mediante la cual se sujetará la pieza durante el proceso de forja.

1 f 1 1 1 o , 1 D J . 5

Fig. 3.7. Imagen de una de las piezas obtenidas de un lingote, preparada para suftir el tratamiento de forja.

A) Estudio de la laminabilidad en caliente.

• Tratamiento de soaking: 1200°C , 45 minutos, enfriamiento en agua • Mecanizado de probetas (10 x 15 x 20 mm)

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CAPITULO 3 Procedimientos de urbajo

Para este estudio se emplean piezas que únicamente hayan recibido el tratamiento de soaking y, por tanto, no hayan sufrido ningún tipo de tratamiento mecánico. Por tanto, tras dicho tratamiento témiico, solamente es necesario mecanizar las piezas para obtener probetas con las dimensiones adecuadas. Se decidió emplear las citadas condiciones de tratamiento térmico dado que son las utilizadas habítualmente a nivel industrial para la fabricación de los dúplex estándar.

B) Evaluación de la tenacidad:

• Tratamiento de soaking: 1200°C , 45 minutos, enfriamiento en agua • Forja. Temperatura del horno 1200°C. Espesor final: entre 8 y 9 mm • Recocido; 1080°C , 45 minutos, enfriamiento en agua • Mecanizado de probetas (55 x 7,5 x 7.5 mm, con entalla de 2 mm de

profundidad)

La forja se realizó empleando el martillo descrito en el cap.2 ap.8. Tras la forja, el aspecto de las piezas es el que se muestra en la figura 3.8.

^A-?*í!^^^5'*':^íí~i-i^~i;iUtiáfeVÍ.

Fig. 3.8. Imagen de las piezas forjadas

Pág,47


C) Estudio de !a ductilidad en caliente

• Tratamiento de soaking: 1200°C , 45 minutos, enfriamiento en agua • Forja. Temperatura del horno 1200'*C. Espesor final: entre 11 y 12 mm • Recocido: lOSO^C , 45 minutos, enfriamiento en agua • Mecanizado de probetas ((|) 10 x 110 mm)

D) Evaluación de las propiedades mecánicas, resistencia a la corrosión y análisis de la soldabilidad

• Tratamiento de soaking: 1200°C , 45 minutos, enfriamiento en agua • Forja. Temperatura del horno 1200°C. Espesor final: entre 11 y 12 mm • Recocido: 1080°C , 45 minutos, enfriamiento en agua • Decapado • Rectificado. Espesor final objetivo: 10 mm • Laminación en frío. Espesor final objetivo: 2.5 mm • Recocido: 1080'*C , 20 minutos, enfriamiento en agua • Decapado

La laminación en frío se realizó mediante el laminador descrito en el cap.2 ap.9. Las piezas obtenidas se muestran en la figura 3.9.

Fig. 3.9. Imagen de las piezas tras ser laminadas en frío hasta un espesor de 2.5 mm.

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CAPITULO 3 Procedimientos de tmbajo

Los tratamientos de decapado se realizaron en todos los casos mediante una solución compuesta por una mezcla de ácido nítrico y fluorhídrico en agua.

4.- CONDICIONES DE REGISTRO DE LAS CURVAS POTENCIODINAMICAS

La muestra objeto de estudio, con un acabado grano-600 se pone en contacto con la disolución de ensayo (50 g/l NaCI, SO'C), 30 minutos antes de iniciar el ensayo. Durante este periodo se estabiliza el potencial del material a circuito abierto. La disolución se desairea con nitrógeno puro con un flujo de 0,8 l/min y se agita, desde la puesta en contacto de la probeta con la disolución hasta la finalización del ensayo.

Antes de comenzar el bamdo de potencial, se polariza la muestra a un potencial catódico de -1300 mV (ECS) durante 3 minutos con el fin de conseguir las mismas condiciones superficiales en todas las probetas. A continuación se comienza, desde un potencial catódico de -1100 mV (ECS), el barrido de potencial con una velocidad de 0,17 mV/s, de acuerdo con lo recomendado en [1,2,3].

Se considera como potencial de picaduras (Ep) el conrespondiente a una densidad de corriente de 100 pA/cm^ [4,5], siempre y cuando este aumento de densidad de corriente sea debido a la formación de picaduras, confirmándose este hecho con la observación de las probetas en el microscopio óptico después de cada ensayo.

5.- DESCRIPCIÓN DE LAS CONDICIONES DE ENSAYO DE CORROSIÓN BAJO TENSIONES

De cara a conocer el comportamiento comparativo de los materiales dúplex experimentales con respecto a su resistencia a la corrosión bajo tensiones, se aplica la nomia ASTM G36 [6].

Las probetas se preparan siguiendo las normas ASTIVI [7,8]. Para la realización de los ensayos se cortan probetas que después de mecanizados sus bordes presentan unas dimensiones de 120 mm x 20 mm x 2.5 mm. Las probetas se doblan en fonna de "U", con un mandrino de diámetro 15 mm y se mantienen tensionadas mediante soportes de teflón. En la figura 3.10 se muestra una probeta preparada para el ensayo.

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Figura 3.10. Imagen de la probeta de corrosión bajo tensiones.

Como consecuencia del doblado, la superficie presenta un aspecto algo irregular, por lo que se decide dar acabado pulido a todas las probetas en la zona curva de las mismas, antes del inicio de los ensayos.

Todas las probetas son desengrasadas con acetona, y lavadas con agua y detergente neutro.

Para la realización de los ensayos, se prepara una solución de cloruro magnésico que presenta una temperatura de ebullición de 155 ± 1.0*'C. Para ello, se pesan 600 gramos de MgCb x 6H2O y se introducen en un matraz erlenmeyer de 1 litro. Se adicionan 16 mi de H2O destilada. Se introducen bolas de vidrio y se coloca un refrigerante tipo allihns sobre el erienmeyer, iniciándose el calentamiento.

Cuando la mezcla cloruro magnésico + agua está líquida (= 400 mi), es cuando se introduce la probeta de ensayo colocada sobre una celdilla de cristal para evitar el contacto con el fondo del vaso.

Durante todo el ensayo se controla la temperatura de la solución, de forma que si sobrepasa los límites 155 ± 1.0*'C, se adicionan cristales de cloruro magnésico o agua. Para controlar con mas precisión las evaporaciones que pudieran producirse, se coloca una solución trampa sobre el refrigerante (53.4 g MgCb x 6H2O + 46.6 mi H2O).

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Una vez iniciado el ensayo, las probetas permanecen en la solución de ensayo durante determinados periodos de tiempo. Cada vez que las probetas se sacan de las soluciones de ensayo, se lavan con agua y se evalúan sus superficies (presencia o no de grietas).

6.- PREPARACIÓN METALOGRAFICA

Para la observación de las diferentes microestructuras en el microscopio óptico se realizó el proceso estándar de preparación metalográfica: corte, desbaste, pulido y ataque. El ataque químico se realizó mediante inmersión en una solución de K2S2O5 y HCI en agua. Las cantidades de reactivos empleadas para obtener la solución fueron las siguientes: 100 mg de K2S2O5 , 6 mi de HCI y 50 mi de H2O. El tiempo de ataque fue de 30 segundos.

BIBLIOGRAFÍA

[1] ASTM G61-86.

[2] ASTM G5-94.

[3] R. Bandy, D. Van Rooyen. Corrosión Nace, 39, No. 6 (1983).

[4] G.Rondelli, B.Vicentini, A.Cigada. ASME, New York, Ed. J.R.Maurer, PWR-25, p.61 (1994).

[5] E. Alfonsson, R.Qvarfort. Avesta Corrosión Management (ACOM) No.3 (1992).

[6] ASTM G36 "Evaluación de la resistencia a la corrosión bajo tensiones de metales y aleaciones en una solución a ebullición de cloruro magnésico".

[7] ASTM G1 "Standard Practice for Preparing, Cleaning, and Evaluating Corrosión Test Specimens".

[8] ASTM G30 "Standard Practice for Making and Using U-Bend Stress-Corrosión Test Specimens".

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CAPITULO 4 Introducción general sobre los aceros inoxidables dúplex

CAP5TULO 4

INTRODUCCIÓN GENERAL SOBRE LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX

1. INTRODUCCIÓN

Los aceros inoxidables dúplex son conocidos desde los años treinta aunque sin embargo su utilización se encontraba poco extendida, al presentar unas limitadas propiedades mecánicas junto con una fuerte tendencia a la aparición de fases intemnetálicas. Es a partir de los setenta, y debido principalmente a las mejoras en los procesos de producción del acero inoxidable (VOD y AOD), cuando su empleo tía aumentado considerablemente. Los últimos avances en el conocimiento de la metalurgia de estos aceros han permitido obtener una familia de aleaciones que puede adaptarse a los requerimientos de la industria moderna, con unas excelentes propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión, además de una aceptable soldabilidad.

Fueron los dúplex 22Cr los que comenzaron a sustituir a los clásicos austeníticos, especialmente en aplicaciones en las que se requería una alta resistencia a la corrosión bajo tensiones en medios dorados. En la actualidad, y junto a los dúplex

Pág. 52

CAPITULO 4 Introducción general sobre los aceros inoxidables dúpl&e

22Cr y 23Cr, el empleo de las aleaciones superdúplex, o dúplex de la tercera generación, está siendo cada vez más extendido, dadas sus excepcionales propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión.

2. COMPOSICIONES Y PROPÍEDADES GENERALES

En la tabla 4.1 se comparan las composiciones químicas de algunos aceros inoxidables dúplex y austeníticos. Hay que destacar el reducido contenido en níquel que presentan los dúplex, hecho de suma importancia dado el elevado precio de este elemento, lo que les convierte en materiales realmente competitivos en precio con respecto a los austeníticos equivalentes. En la citada tabla se comparan propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión. Se puede observar que los dúplex presentan un límite elástico en torno al doble del de las austenitas clásicas, lo que implica una nueva reducción en el coste, dado que espesores menores permitirán alcanzar niveles equivalentes de resistencia, con el consiguiente ahorro de material. En cuanto a la resistencia a la corrosión, los dúplex presentan valores de PRE tan elevados como pueden llegar a ser los de las austenitas más aleadas, pero con un grado de aleación mucho menor. El índice PREN, que corresponde al resultado de {%Cr) + 3,3 (%Mo) + 16 (%N), es un valor comúnmente aceptado para expresar el grado de resistencia a la corrosión por picaduras, ya que éste depende directamente de ios contenidos de cromo, molibdeno y nitrógeno.

EN 1.4306

EN 1.4404

EN 1.4406

EN 1.4539

EN 1.4529

EN 1.4362

EN 1.4462

EN 1.4410

Cr

18

17

17

20

20

23

22

25

Ni

10

11

11,5

25

25

4

5,5

7

Mo —

2

2,2

4,2

6,í —

3

^,5

N —

—

0,12

~

0,20

0,10

0,16

0,25

Rp0,2 (N/mni')

220

240

300

240

300

420

480

550

Rm (N/mm')

520

530

580

530

580

600

660

750

A80(%)

45

40 40

35

35

20

20

15

PREN

>18

>23

>26

>33

>42

>24

>34

>40

Tabla 4.1. Composiciones químicas de algunos aceros inoxidables dúplex y austeníticos.

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En función de los rangos composicionales, podemos establecer tres grupos principales en los aceros inoxidables dúplex:

A) Dúplex 2304: (23Cr4Ni) (EN 1.4362) Constituye la aleación dúplex más básica. No incluyen al Mo en su composición, por lo que sus ventajas económicas son mayores. Presenta una resistencia a la corrosión similar a la del 1.4404, pero con las propiedades mecánicas típicas de los dúplex.

B) Dúplex 2205: (22Cr5N¡3Mo) (EN 1.4462) Se trata del acero inoxidable dúplex más comúnmente empleado.

C) Dúplex 2507: (25Cr7Ni3.5Mo) (EN 1.4410) Está caracterizado por un PREN muy elevado. Son aceros conocidos como superdúplex, y presentan unas propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión aún más elevadas que los anteriormente citados.

2.1. MICROESTRUCTURA

Los aceros inoxidables dúplex, como su propio nombre indica, están constituidos por una microestructura dual austenita-ferrlta, encontrándose ambas fases en una relación que generalmente es 50/50, pero que puede llegar a ser 40/60 o incluso 30/70 y viceversa. Este carácter bifásico es el que concede a los dúplex su notable combinación de propiedades. La optimización de la composición química junto con los tratamientos térmicos adecuados permitirá obtener el comportamiento más interesante de estos materiales.

La solidificación de los dúplex ocurre en el campo ferrítico, y es durante el proceso de enfriamiento cuando una parte de la ferrita se transforma en austenita. La microestructura dúplex lleva implícita la presencia de dos fases con composiciones químicas diferentes: la ferrita se encuentra lógicamente enriquecida en elementos con carácter alfágeno (tales como cromo, molibdeno o silicio), mientras que la austenita lo estará en elementos gammágenos (nitrógeno, níquel, carbono, etc.).

Los dúplex presentan una alta tendencia a la precipitación de compuestos intermetálicos (como fase a, x. nitruros, etc.) por tratamientos térmicos a temperaturas comprendidas entre 300 y 1000°C. Este hecho es debido al elevado contenido de los dúplex en elementos que favorecen la citada precipitación, como son el cromo y el molibdeno. Además, y dado que dichos elementos se concentran principalmente en la ferrita, esta fase será especialmente susceptible a tal

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transformación. Estos precipitados tienen efectos perjudiciales tanto en las propiedades mecánicas como en las de resistencia a la corrosión. Es por ello que estos materiales son aplicables únicamente a temperaturas de hasta 250-300°C.

2.2. PROPIEDADES FÍSICAS

Estos materiales presentan un bajo coeficiente de expansión térmica, lo que permite que sean susceptibles de aplicarse en condiciones en las existan ciclos térmicos.

La conductividad térmica de los dúplex es mayor que la de los austeníticos, lo que asociado a su bajo coeficiente de expansión térmica y la posible reducción en el espesor (debido a su mayor resistencia mecánica), hace que estas aleaciones puedan ser utilizadas en intercambiadores de calor.

El fuerte comportamiento magnético, dado por la presencia de un 50% de ferrita, permite el empleo de sujeciones magnéticas durante el mecanizado.

2.3. PROPIEDADES MECÁNICAS

Como ya se ha indicado, el comportamiento a tracción de los dúplex es notablemente superior al de los austeníticos, especialmente en lo que al límite elástico se refiere. En lo que respecta a la resistencia al impacto, el comportamiento de los dúplex es intermedio entre el de los inoxidables austeníticos y el de los ferríticos. La tenacidad es satisfactoria hasta temperaturas de -60°C. Sin embargo, la presencia de precipitados es muy perjudicial para la tenacidad, por lo que se hace necesario vigilar que tanto la composición química como los tratamientos térmicos sean los adecuados.

2.4. SOLDABILIDAD

La mejora en la soldabiiidad de los aceros inoxidables dúplex ha sido una de las razones principales para que su utilización se haya extendido de manera tan destacable. El desarrollo metalúrgico de estas aleaciones ha conducido a una mayor estabilidad microestructural durante los ciclos ténnicos asociados ai proceso de soldadura, resultando en menores riesgos para la precipitación de fases intemnetálicas. Este hecho ha sido de especial transcendencia en el caso de los dúplex altamente aleados y en los superdúplex [1]. Dicha evolución ha traído como consecuencia:

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Mayor ductilidad y tenacidad en las uniones soldadas, particularmente a bajas temperaturas, mediante ei control del contenido de ferrita en la soldadura.

Mejora en el comportamiento a la corrosión tanto en la zona afectada témnicamente como en el baño de fusión, evitando la aparición de precipitados.

Desarrollo de parámetros de soldeo para diversos procedimientos de unión, permitiendo la utilización de métodos de alta productividad, tales como SAW, GMAW o GTAW+PAW, con el correspondiente incremento en la competitivídad de los dúplex.

2.5. CONFORMADO

Se ha comprobado que los límites de embutibilidad de los dúplex son muy próximos a los de las austenitas con alto nitrógeno y molibdeno (como el 1.4406), aunque, dadas las elevadas propiedades mecánicas de los dúplex, se requieren mayores presiones de conformado. De cualquier forma, la defonnabilidad es menor en las uniones soldadas, especialmente si no ha habido un adecuado control respecto a la aparición de una excesiva cantidad de ferrita o la fonnación de precipitados. En cuanto a la deformabilidad en caliente, la presencia de dos fases dificulta los procesos de deformación.

2.6. MAQUINABILIDAD

La mecanizabilidad de los dúplex está influenciada por dos propiedades: el bajo alargamiento asociado a la estructura dúplex es favorable en el proceso de mecanizado; sin embargo, las elevadas propiedades mecánicas implican un mayor desgaste de herramienta. Se ha determinado que, para niveles de azufre equivalentes (menores de 0.010%), los dúplex se comportan mejor en operaciones de taladrado que los 1.4404 [2].

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2.7. RESISTENCIA A LA CORROSIÓN

2.7.1. Resistencia a la corrosión intergranuiar

Los aceros inoxidables dúplex no son sensibles a la corrosión intergranular: la microestructura austenita-ferrita les da una resistencia natural contra este tipo de ataque. El bajo contenido en carbono, las diferentes concentraciones de carbono y cromo, así como las distintas velocidades de difusión de estos elementos en ambas fases, explican este particular buen comportamiento. En la figura 4.1 se muestra el por qué de este comportamiento. La mayor parte del cromo del carburo lo aporta la ferrita, por ello, la zona empobrecida en cromo en la cara ferrítica es mucho más ancha que en la cara austenítíca. Esta estrecha zona de la austenita es la responsable de la sensibilización, y, dado su pequeño tamaño, puede rápidamente recuperar el contenido en cromo por difusión desde el interior del grano austenítico.

2.7.2. Resistencia a la corrosión localizada

La corrosión localizada aparece frecuentemente cuando los materiales se encuentran en contacto con soluciones que contienen cloruros, pudiendo ocasionar ataque por picaduras o en intersticios. La resistencia a la corrosión localizada de los inoxidables en tales medios depende tanto de su composición química como de la presencia de "puntos débiles" en la capa pasiva (por ejemplo, los asociados a la presencia de inclusiones). Los elementos que son considerados como los más eficaces para limitar la iniciación de la corrosión localizada son cromo, molibdeno y nitrógeno. El índice PREN (Pitting Resistance Equivalent) (FREN = Cr + 3.3Mo + 16N) es a menudo empleado para comparar aleaciones en función de su resistencia a la corrosión localizada. Hay que hacer notar que el PREN no incluye el efecto beneficioso (según la bibliografía) en determinadas condiciones de ciertos elementos como Cu y W. El índice PREN tampoco considera el efecto perjudicial de elementos residuales, como el azufre o el fósforo [3], ni la presencia de precipitados de fases intermetálicas, que pueden disminuir drásticamente la resistencia. Por tanto, la utilización de fórmulas como la del PREN debe hacerse con cautela.

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I

I

AÜSTENTTA EEKRIIA

M^S

Figura 4.1. Porcentaje de cromo en el carburo y sus inmediadones

2.7.3. Resistencia a la corrosión generalizada

A) El sulfúrico es un medio complejo, con carácter reductor a bajas concentraciones (hasta el 50%) y oxidante a altas concentraciones (de más del 80%). Estos límites pueden variar con la temperatura. En estos medios es importante la acción de las posibles impurezas presentes [4]:

1. Las impurezas oxidantes (Fe^, Al *...) y la aireación normalmente aumentan la resistencia a la corrosión.

2. Las impurezas reductoras y depasivantes, tales como los cloruros, bajan drásticamente la resistencia a la corrosión.

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3. Los dúplex se comportan bien en medio sulfúrico excepto en el intervalo de concentraciones 40-80%. La resistencia a este tipo de corrosión aumenta mediante la adición de cromo, molibdeno y cobre. Se ha observado un buen comportamiento en concentraciones por encima del 95% [5,6], típicas de plantas de producción de ácido sulfúrico.

B) En medio nítrico y con concentraciones de hasta 50-60 %, los tipos sin molibdeno exhiben un excelente comportamiento. Dado su alto contenido en molibdeno, el 2205 no es adecuado para estas condiciones.

C) El ácido fosfórico no es corrosivo en estado puro. Sin embargo, durante el proceso de fabricación o en su transporte, siempre contiene impurezas que lo pueden convertir en un producto muy corrosivo: ácido fluorhídrico, ácido sulfúrico, cloruros, etc. Los aceros inoxidables dúplex y, especialmente, los superdúplex presentan un buen comportamiento en medio fosfórico.

D) Las soluciones cáusticas no son agresivas para los inoxidables normalizados, a temperaturas inferiores a 80°C. Por encima de tal temperatura, puede aparecer corrosión generalizada y bajo tensiones, dependiendo de los tipos y la presencia de impurezas. Un aumento en el contenido de cromo y níquel mejora el comportamiento a la corrosión en este tipo de medio, mientras que el molibdeno es perjudicial. En el caso de medios contaminados con cloruros, los austeníticos 1.4306 y 1.4404 son muy sensibles a la SCC. En estos medios, los dúplex son más resistentes hasta 140°C. De nuevo, los superdúplex son los más resistentes.

2.7.4. Resistencia a la corrosión bajo tensiones (SCC)

2.7.4.1. Resistencia a la corrosión bajo tensiones en cloruros

La corrosión bajo tensiones en este tipo de medio es un fenómeno frecuente en numerosas industrias, especialmente en sistemas de calentamiento y enfriamiento que utilizan agua no tratada que contenga oxígeno y cloruros. También son susceptibles a este tipo de corrosión determinadas instalaciones de proceso (reactores). En este tipo de ambientes, la resistencia a la SCC disminuye al aumentar el nivel de oxígeno del medio, mientras que aumenta con el pH. El buen comportamiento de los dúplex frente a la SCC está en relación con su alta resistencia a la corrosión localizada, que en muchos casos inicia la SCC. Ensayos realizados en MgCb a 154°C demostraron la superioridad de los dúplex frente e los austeníticos en lo que a esta propiedad se refiere: la tensión umbral para el dúplex 1.4462 se

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encuentra en torno al 50 % de su límite elástico, nnientras que para el 1.4404 está en el 30% [7].

2.7.4.2. Resistencia a la corrosión bajo tensiones en suífuros

Los mecanismos de la corrosión bajo tensiones en medio sulfuro (SSCC) que contenga HzS, CO2 y CI' no están bien entendidos hasta el momento. Los parámetros principales que afectan a este fenómeno son el pH, la presión parcial de H2S, la temperatura y la concentración de cloruros.

Para los inoxidables dúplex, la mayor sensibilidad a la SSCC ocurre en el rango de temperaturas entre 80 y lOCC. Nonnaímente, cuanto mayor sea el PRE, mayor será la resistencia a la SSCC, cualquiera que sea la microestructura del acero inoxidable, dúplex o austenítica. Por tanto, los dúplex presentan una mayor resistencia a la SSCC que los 1.4404, y, sin embargo, menor que los superausteníticos o las aleaciones base níquel.

2.8. EROSIÓN - CORROSIÓN

Los problemas de erosión - corrosión tienen serias consecuencias económicas en muchas industrias, dado que la vida en servicio de muchos equipos puede verse muy reducida por este fenómeno. Además, dada la complejidad y el número de parámetros que intervienen, es muy difícil estimar el daño real en el equipo.

Se ha comprobado [8] que la abrasión aumenta drásticamente la velocidad de corrosión en los aceros inoxidables. Los dúplex ofrecen una gran resistencia a la aparición de este tipo de corrosión, dado que poseen una gran capacidad para repasivarse tras la depasivación producida por la erosión.

3. PRINCIPALES APLICACIONES DE LOS INOXIDABLES DÚPLEX

3.1. INDUSTRIA DE LA PULPA Y EL PAPEL

La industria de la pulpa y el papel ha empleado los aceros inoxidables dúplex desde hace más de treinta años. Todos los tipos de dúplex han sido utilizados. Las ventajas de los dúplex sobre los austeníticos convencionales han sido ampliamente

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experimentadas en el amplio abanico de condiciones de servicio existentes en esta industria. Tales aplicaciones incluyen la preparación de astillas, preparación química de la pulpa, blanqueo, preparación químico - termo - mecánica de la pulpa, máquinas de papel, tanques de licores, recuperación y plantas de vapor [9]. El aumento en la utilización de los dúplex es debido a una serie de ventajas respecto a los austeníticos altamente aleados, que incluyen: mayor resistencia mecánica, resistencia al desgaste, resistencia a la fatiga, resistencia a la corrosión bajo tensiones y, en muchos casos, resistencia a la corrosión, junto con un fuerte ahorro económico en el propio material. En un principio, los dúplex eran seleccionados para reactores, gracias a las enormes ventajas económicas que suponen, incluyendo el ahorro asociado a la disminución en el peso del material, con incidencia directa en los gastos generales (estructuras de hormigón, tiempo de construcción, reducción en los costes de transporte...). En la actualidad, ios dúplex se emplean incluso en los elementos metálicos auxiliares.

A) Tanques para la prevaporización de las astillas: Estos tanques suelen estar sometidos a condiciones de presión en dirección horizontal, trabajando habitualmente a 120 MPa. Las astillas de madera son empujadas a través del tanque por un tornillo transportador, recibiendo el vapor por medio de inyectores situados en la base del tanque. Antiguamente, se empleaban para estos tanques acero al carbono o EN 1.4301, pero sufrían graves problemas de corrosión y desgaste dada la compleja interacción entre el vapor, los ácidos de la madera y los cloruros (se han medido altos niveles de cloruros cuando la industria papelera está próxima al mar). En esta aplicación, los dúplex han sido empleados con éxito, si bien existen resultados contradictorios para los dúplex 22 Cr, dadas las condiciones tan agresivas a las que se enfrentan: pH 3 y 2000 ppm de CI".

B) Depósitos para el blanqueo de la pulpa: El dúplex 2304 se utiliza en lugar de los tanques de hormigón revestido de ladrillos cerámicos o el austenítico 1.4404, dada la reducción en precio y la alta resistencia mecánica de los dúplex.

C) Reactores para la pulpa: Se trata de tanques fabricados con revestimiento de chapas o directamente con inoxidables dúplex en todo su espesor. Tanto los dúplex 22Cr como los 25Cr han sido empleados con éxito en esta aplicación. Se emplean tanto por su resistencia a la con-osión como por sus ventajas económicas asociadas a la reducción de espesores. Habitualmente se utilizan revestimientos con chapas de dúplex.

D) Tambores de blanqueo con agua con alto contenido en cloruros y óxidos de cloro: Las condiciones típicas de servicio son pH 6-7, 70°C, 600 ppm de Cr o incluso más, 300 ppm de CIO3" y 20-200 ppm CIO2. En tales ambientes, los dúplex 2304

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sufren severos ataques, mientras que los 2205 se comportan mejor, aunque aun se observan ataques por picaduras. Sin embargo, dichos dúplex se comportan mejor que los austeníticos 1.4432. Los mejores resultados aparecen con los superdúpiex, que incluso son superiores a los superausteníticos con 6 Mo: el número de picaduras es ligeramente inferior, pero la profundidad máxima de las picaduras es mucho menor. Las aleaciones base níquel se comportan peor, ya que sufren corrosión generalizada debido a la transpasivación.

E) Otras aplicaciones: En algunas industrias, los dúplex se emplean en tanques para la impregnación de oxígeno. También se emplean en precalentadores de licores, tambores de filtrado, agitadores, tuberías, etc.

3.2. EQUIPOS PARA EL CONTROL DE LA POLUCIÓN

Para evitar la contaminación ambiental producida en calderas de combustibles fósiles (carbón, petróleo, etc.) se emplean unidades de desulfuración de gases. La tecnología más extendida consiste en limpiar el SO2 de los gases mediante su paso a través de una suspensión de caliza en agua. Sin embargo, en ciertas partes de los limpiadores, la reacción de neutralización no es completa y se puede producir la condensación de ácido sulfúrico enriquecido, lo que, combinado con la temperatura y la presencia de cloruros y/o fluoruros, conduce a un medio muy agresivo. Condiciones típicas son: temperaturas de 40 a 80°C, pH entre 3 y 5, cloruros entre 0.1 y 0.5% y fluoruros hasta 500 ppm (dependiendo de la composición del combustible y del agua). Estas condiciones pueden hacerse aún más severas si se produce la formación de depósitos. En otros puntos de la instalación pueden aparecer fenómenos de abrasión - corrosión debidos a los precipitados resultantes de la reacción de neutralización. Dependiendo, por tanto, de las condiciones de servicio, se seleccionará un tipo determinado de material.

El buen comportamiento de los superdúpiex, tanto en ambientes con sulfures (especialmente los tipos que contienen cobre) como en cloruros (dados sus altos niveles de cromo, molibdeno y nitrógeno), explica que estos materiales sean ampliamente utilizados en la industria del control de la polución. En estas aplicaciones, los superdúpiex son considerados como la solución más rentable económicamente que incluye una alta resistencia a la corrosión. En particular, es importante destacar que el comportamiento a la corrosión en estas condiciones es siempre superior al 1.4406 y tan alto como los superausteníticos 6M0. Además, las excelentes propiedades de estos dúplex en condiciones de erosión les hace aun más atractivos para su empleo en zonas en tas que pueda ocurrir este fenómeno.

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3.3. INDUSTRIA QUÍMICA Y PETROQUÍMICA

La industria química es conocida por su amplio abanico de condiciones corrosivas. Entre ellas, destacan las que se caracterizan por unas altas temperaturas junto a la presencia de cloruros en concentraciones medias o altas. Estos tipos de medios generalmente inducen el fenómeno de rotura por corrosión bajo tensiones. Entre las diferentes aplicaciones podemos destacar las siguientes:

A) Columnas desmoldeadoras para PVC y cambiadores de calor: Condiciones típicas de sen/icio son pH de 2.8 a 3.5, 20 a 50 ppm de cloruros, y temperatura en torno a 105°C. La temperatura y e! pH pueden variar a lo largo del proceso operativo, y la concentración de cloruros puede aumentar si se producen depósitos. Algunas columnas de 1.4404 y 1.4571 fallaron tras sólo seis meses en servicio por corrosión bajo tensiones [9]. Se ha comprobado que los dúplex, y especialmente los superdúpíex, se adaptan mejor a estas condiciones, debido a su mayor tensión umbral para la SCO. Sin embargo, se han detectado problemas de corrosión en zonas de soldadura en las condiciones de servicio más severas, por lo que hay que hacer énfasis en la importancia del procedimiento de soldadura y en la selección del material de aporte.

B) Recipientes a presión para productos orgánicos (derivados amónicos): El medio en el que se desarrolla el servicio es de carbonato sódico y cloruros. Se utilizan preferentemente los superdúpíex, soldados mediante SAW.

O) Reactores para la producción de alcohol oxigenado: el ambiente está compuesto por definas, monóxido de carbono, hidrógeno y un catalizador ácido, a presiones elevadas y temperaturas entre 175 y 200°C. Se utiliza habitualmente el dúplex 2205, con requerimientos específicos de tenacidad y resistencia a la corrosión para el material laminado o soldado.

3.4. HIDROMETALURGIA

El proceso industrial de la hidrometalurgia frecuentemente consiste en un ataque ácido de las menas mediante ácidos inorgánicos, generalmente sulfúrico, para obtener una solución de sulfato metálico. Posteriormente, mediante electrólisis, se extraen los metales de la solución de sulfato. La composición típica del medio es de 5 a 20 % de sulfúrico, a una temperatura de eO-SO^C, y bajo condiciones de abrasión. Habitualmente, la presencia de especies oxidantes aumenta el potencial redox. En estos medios, se ha comprobado que los superdúpíex se comportan de manera

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equivalente o incluso superior a los superausteníticos, particularmente en el caso de que existan condiciones de abrasión.

3.5. TANQUES QUÍMICOS

Uno de los mercados más importantes para los aceros inoxidables dúplex es la fabricación de tanques y envases químicos. El número de productos transportados en tanques químicos aumenta continuamente. Dichos productos varían desde las soluciones muy agresivas, como el ácido fosfórico o el sulfúrico, hasta los compuestos más complejos como melazas, lubricantes, metanol o incluso vino. Algunos de estos productos se encuentran a temperaturas relativamente elevadas y pueden contener productos corrosivos como cloruros, fluoruros, etc., combinados con ácidos.

Los aceros empleados para los tanques deben ser resistentes a los diversos tipos de corrosión para evitar que el contenido se contamine, así como daños en el propio tanque. La selección de los materiales a emplear debe tener en consideración que en un futuro próximo será necesario transportar productos posiblemente más sofisticados y corrosivos, además de unas regulaciones mucho más estrictas en cuanto a la protección medioambiental.

Habítualmente los materiales seleccionadas para esta aplicación han sido los inoxidables austeníticos, lo que incluía el 1.4311, pero más frecuentemente los 1.4404 y 1.4406. En la actualidad, dichos materiales están siendo progresivamente sustituidos por los dúplex, debido a sus mejores propiedades en relación con la resistencia a la corrosión por picaduras y en intersticios, su menor coeficiente de expansión témiica, así como la reducción en precio dada la disminución del peso total.

3.6. APLICACIONES OFFSHORE. INDUSTRIA DEL GAS Y DEL PETRÓLEO

Los dúplex presentan una combinación de propiedades que les hace ser muy atractivos para las aplicaciones en alta mar (offehore), donde los principales problemas a los que han de enfrentarse son la corrosión por picaduras y la rotura por corrosión bajo tensiones en sulfures, debido a cantidades variables de cloruros y HaS. Las aplicaciones offshore más importantes de los dúplex son en sistemas para la producción, procesado y transporte de gas y petróleo, húmedo y corrosivo [10]. Se emplean tanto los dúplex 22Cr como los 25Cr, seleccionándose estos últimos en el

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caso de que se requiera una resistencia mecánica más elevada. Los usos más importantes de los dúplex en este campo son los siguientes:

Tuberías de producción: los materiales utilizados anteriormente eran los inoxidables martensíticos tipo 13Cr, por su resistencia mecánica y por razones económicas. Sin embargo, en pozos en los que exista un alto contenido de HzS es más adecuado el empleo de inoxidables dúplex.

- Sistemas "Árbol de Navidad": normalmente están hechos de martensítico 13Cr o de acero al carbono de baja aleación con Inconel 652 recubriendo la superficie expuesta al flujo del pozo. Los dúplex se emplean en esta aplicación principalmente cuando se precisa una buena soldabilidad.

Colectores submarinos y tuberías de descarga: se emplean tanto los 22Cr como los 25Cr, debido principalmente a la combinación de resistencia a la corrosión, soldabilidad y resistencia mecánica. Estas instalaciones se realizan con protección catódica [11].

- Sistemas de tuberías submarinas: dado que la diferencia de coste entre las tuberías de acero al carbono y las de inoxidables dúplex es normalmente significativa, se han intentado establecer modelos de predicción de corrosión así como programas de inhibición de conrosión para extender la aplicación de aceros al carbono. Sin embargo, el empleo de aceros al carbono se suele limitar a aplicaciones en las que la existencia de corrosión es tolerable hasta ciertos límites. Los dúplex 22Cr y los 25Cr están siendo utilizados con éxito en estas instalaciones.

Sistemas de proceso de hidrocarburos en superficie: esta aplicación incluye tuberías de proceso y componentes de la red de tuberías, como válvulas, aletas o empalmes, así como equipos de proceso como separadores, compresores, rascadores o bombas. Normalmente, estos materiales se seleccionan en casos en los que la máxima temperatura de operación es superior a 60°C, dado que el empleo de austeníticos del tipo 1.4401 no es recomendable debido al alto riesgo rotura por corrosión bajo tensiones debida a la presencia de cloruros en el exterior.

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3.7. PRODUCCIÓN DE ACIDO FOSFÓRICO

El ácido fosfórico puro no es muy corrosivo. Sin emlaargo, las impurezas que puede contener (ácido fluorhídrico, fluosilícico, sulfúrico, cloruros y fluoruros) lo convierten en un medio muy agresivo.

Más del 95% del ácido fosfórico se produce mediante procesos vía húmeda en los que se realiza el ataque del fosfato natural mediante ácido sulfúrico. La corrosión se ve favorecida por efecto de la temperatura, la presencia de impurezas como cloruros o fluoruros, y fenómenos de erosión - corrosión. Estos procesos causan numerosos problemas de corrosión, especialmente en la etapa de ataque, donde las condiciones de servicio son: 30% P2O5. 2% H2O, 300 a 1000 ppm de cloruros, hasta 0.2% de fluoruros y la presencia de iones de Fe^* y Al^*. Las temperaturas son entre 80 y 110°C. Contiene, además, de un 30 a un 40% de partículas en suspensión, principalmente yeso y sílice. Algunos equipos, como agitadores o bombas, están sometidos a procesos muy severos de erosión - corrosión: como ejemplo, algunos de ellos han de ser sustituidos una vez al año.

Los aceros inoxidables dúplex y, particularmente, los superdúplex ofrecen la solución más adecuada en esta aplicación tan compleja [2].

4. CONCLUSIONES

El amplio estudio y conocimiento de los aceros inoxidables dúplex junto con su creciente utilización ha convertido a estos materiales en soluciones normalizadas en multitud de aplicaciones. Su notable combinación de propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión, unido a sus importantes ventajas económicas, les hace ser unas aleaciones muy populares, especialmente en Europa.

La optimización de las composiciones ha permitido una importante mejora en el comportamiento de estos materiales, posibilitando que puedan ser empleados en aplicaciones en las recientemente no se utilizaban. En la actualidad, los dúplex han tomado el lugar de los austeníticos en muy diversos usos.

El dúplex 2205 es una aleación de uso especialmente extendido, si bien los superdúplex están siendo paulatinamente más considerados. Las excelentes características de estos materiales deben permitir un más profundo desarrollo, llegando a ser susceptibles de emplearse en aplicaciones cada vez más numerosas.

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BiBLIOGRAFIA

[I] B. Bonnefois, J. Charles, F. Dupoiron. "How to predict welding properties of dúplex stainless steeis". Dúplex Stainless Steeis '91 conference proceedings. p.347(1991).

[2] F. Dupoiron, M. Verneau, J. P. Audouard, J. Charles. "Industrial experience of dúplex and superduplex stainless steeis in the Chemical, mineral and petrochemical industries". Dúplex Stainless Steeis "94 conference proceedings, paper92(1994).

[3] P. Combrade, J. P. Audouard. "Dúplex stainless steeis and localized corrosión resistance". Dúplex Stainless Steeis '91 conference proceedings, p.257 (1991).

[4] J. P. Audouard. "La corrosión uniforme". Les aciers inoxydables. Editions de Physique. p.255 (1990).

[5] E. M. Horn. Werkotofftechn, 14, p.311 (1983).

[6] S. Bernhardson. "The corrosión resistance of dúplex stainless steeis". Dúplex Stainless Steeis '91 conference proceedings, p.185 (1991).

[7] P. Combrade. "La CSC des aciers inoxydables". Corrosión sous contrainte. Editions de Physique. p.539 (1990).

[8] L. Renaud, B. Chapey, J. C. Bosson, R. Oltra, J. Charles. "Erosion-corrosion properties of austenitic and dúplex stainless steeis". Dúplex Stainless Steeis '91 conference proceedings, p.939 (1991).

[9] J. Charles. "Why and where dúplex stainless steeis". Dúplex Stainless Steeis '97 conference proceedings, p.29 (1997).

[10] M. Tystad. "Application of dúplex stainless steel in the offshore industry". Dúplex Stainless Steeis '97 conference proceedings, p.95 (1997).

[II] R. Francis. "Environmental cracking and embrittiement of dúplex stainless steeis". Dúplex Stainless Steeis '94 conference proceedings. Paper KIV (1994).

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CAPITULO S Descripción de las aleaciones a desarrollar Supuestos iniciales Comparación con aleaciones &cistentes

CAPITULO 6

DESCRIPCIÓN DE LAS ALEACIONES A DESARROLLAR SUPUESTOS INICIALES

COWiPARACIÓN CON ALEACIONES EXISTENTES

1.- INTRODUCCIÓN

Como se indicó en el Capítulo 1, se establecen unos tangos composicionales de estudio para los distintos elementos de aleación, los cuales se muestran en la tabla 5.1

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CAPITULO 5 Descripción de las alciones a desarrollar Supuestos iniciales Comparación con aleaciones existentes

Nueva Aleación

2205 Clásico

C

<0,1

<0,03

Si

<1

¿1

Mn

6a 12

¿2

%masa

Cr

20 a 24

21 a 23

Ni

<Z5

4,5 a 6,5

Cu

<3

-

nao

2a4

2,5 a 3,5

N

0,1 a 0,4

0,08 a 0,2

Tabla 5.1. Rangos de estudio propuestos en comparación con los del dúplex clásico de referencia.

Se puede apreciar que el nivel de níquel se reduce a niveles inferiores ai 50% del contenido típico del 2205, mientras que para el cromo y molitideno se amplían algo mas, quedando el silicio en el mismo rango que el de la aleación clásica.

El nivel de carbono deberá mantenerse, en última instancia, al mismo nivel que en el 2205, pero se estudiará la influencia de dicho elemento hasta niveles del 0,1% en fenómenos como la constitución y el equilibrio de las fases o/y. La reducción del carbono a niveles Inferiores a 300 y aún a 200 ppm se deriva del necesario control de la precipitación de carburos en los límites de granos austenítícos y la consecuente sensibilización a la coaosión intergranular, así como del negativo efecto del carbono sobre ductilidad y tenacidad.

Aunque el silicio se emplea como desoxidante en la acería y se le reconoce mejorar la colabilidad y tener un cierto efecto positivo en ia resistencia a la con-osión por picaduras en medios que contienen cloruros, tiene que limitarse el contenido por debajo del 1% y, aún más, deseable en aproximadamente el 0.35% dado que reduce la solubilidad del nitrógeno y favorece la formación de fases fragilizantes como la a.

El manganeso no va a intervenir, prácticamente, en el reparto de fases aJy , dado su débil influencia a relativamente altas concentraciones. Sin embargo, es claro su papel fuertemente estabilizador de la austenita y su propiedad de elevar fuertemente la solubilidad del nitrógeno.

El cromo favorece la resistencia a la corrosión y aumenta la solubilidad del nitrógeno. Dentro del objetivo general trazado, los rangos se mantienen algo más amplios pero equivalentes a los del 2205 clásico, tratando, en principio, de huir de aleaciones más tendentes a la formación de fase a y presumiendo que el efecto del cromo en las

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CAPITULO 5 Descrípción de las aleaciones a desarrollar Supuestos iniciales Comparación con aleaciones existentes

nuevas aleaciones sea prácticamente el mismo que en las clásicas de cara a la resistencia a la corrosión y especialmente por picaduras e intersticios.

La tentativa de emplear el cobre como aleante se basa en antecedentes que ponen de manifiesto un suave efecto gammágeno, interesante para paliar los bajos niveles que se pretenden para el níquel, a la vez que se mejora la resistencia a la corrosión de la austenita en detenninados ambientes. A su vez, el cobre juega un papel importante reduciendo la velocidad de endurecimiento por deformación en frío de la austenita. Y, sin embargo, deberá tenerse en cuenta la limitación de la aleación en cobre ya que ciertos altos niveles deteriorarían la ductilidad en caliente y algunos autores señalan, en este sentido, sinergias negativas entre cobre y manganeso (por formación de eutécticos de bajo punto de fusión) y efectos negativos parecidos a los del níquel sobre la solubilidad del nitrógeno.

El molibdeno es un elemento de aleación esencial para la mejora de la resistencia a la corrosión por picaduras, actuando conjuntamente con cromo y nitrógeno. Su concentración se mantendrá en los niveles del 2205 clásico.

El nitrógeno tendrá que ser vigilado especialmente, estableciendo su potencial gammágeno en las nuevas aleaciones, su solubilidad, su capacidad de precipitación de nitruros a eventuales altas concentraciones y ciclos térmicos especiales, etc.

2.- COMPARACIÓN CON OTROS ACEROS OBJETOS DE PATENTES

Los aceros inoxidables dúplex con alto manganeso y nitrógeno están siendo objeto de un intenso estudio en los últimos años.

Sin embargo, si consultamos las patentes existentes al respecto, no encontramos ninguna que coincida totalmente con los objetivos que se plantearon ai abordar este estudio:

Patente USA 4.486.231

Sus objetivos son similares a los que se proponen en esta tesis, en cuanto a propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión. Sin embargo, para llegar a

Pág.70

CAPITULO 5 Descripción de las aleaciones a desarrollar Supuestos iniciales Comparación con aleaciones &cistentes

ellos no busca la reducción en el contenido en Ni. En esta patente los rangos de composición química y de contenido de fases son:

0,06-0,20%C ; %Si < 1 ; 2,5-4%UT\ ; 20-27%Cr; 5-8%Ni; 2.5-4%Mo; 0,3-2%Cu ; 0,1-0,25%N ; 40-60%ferrita

Sus objetivos son:

- No desarrollar SSCC: SCC en azufre y cloruros. - Resistencia a las picaduras e intersticios en dichos ambientes. - Alta resistencia mecánica.

Para conseguir alta resistencia mecánica incluye un elevado carbono, pero dentro de un rango que, según esta patente, no afecte a la resistencia a la corrosión.

Patente europea 327.053

Sus objetivos son buenas propiedades mecánicas en estado bruto de colada y estabilidad de la austenita en cuanto a su transformación en martensita. Aunque se obtiene una buena resistencia a la con-osión, se estima que no se llegará al grado de resistencia a las picaduras que se pretende obtener con las aleaciones propuestas en esta tesis.

Los rangos de composiciones de la patente son ios siguientes:

C < 0,07% ; 17-21,5%Cr; 1^%Ni; 4-8%Mn ; 0,05-0,15%N ; Si < 2% ; Mo<2%;Cu^1 ,5%

Patente FR-A-2 119.612

Esta patente se refiere a un dúplex, con una austenita estable, y con buenas características de resilíencla, ductilidad, resistencia a la corrosión y soldabilidad. Sin embargo, dada la composición que utiliza y, prindpalmente, el muy elevado contenido en ferrita que emplea, dichas propiedades son inferiores a las que se obtendrían con los materiales propuestos en esta tesis.

Los rangos de composiciones de la patente son los siguientes:

Pág. 71

CAPITULO 5 Descripción de las aleaciones a desarrollar Supuestos iniciales Comparación con aleatíones existentes

C < 0,06%; 19-24%Cr; Ni < 3%; 0,12-0,26%N ; 4-11%Mn; Si < 1% ¡ Cu < 0,5% ; P y/o S < 0,03% ; preferiblemente 70-80%ferr¡ta

Este alto contenido en ferrita implica una mayor tendencia a la aparición de precipitados.

Patente europea 545.753

Trata sobre un dúplex con alta resistencia mecánica y elevada resistencia a la con-osión. Sin embargo, no hace una reducción en el contenido en Ni. Su composición cae en los siguientes rangos:

C<0,03 0,24<N<0,32 2 < M o < 4 Si < 1 S<0,008 Mn<1,5 23<Cr<27 5 < Ni <9 Al < 0,04 1,5 < W S 5

Se puede apreciar el alto porcentaje en nitrógeno que admite en solución. Puede ser debido al alto cromo que emplea, a pesar del bajo manganeso y e¡ alto níquel.

Pág. 72

CAPITULO 6 Ecuaciones de constitución

CAPITULO 6

ECUACIONES DE CONSTITUCIÓN

1.- ESTUDIO PREVIO

La división entre aceros inoxidables austenitlcos y dúplex austeno-ferríticos se hace de forma convencional, estableciendo que los austeníticos pueden contener unos ciertos porcentajes de ferrita de solidificación (8) y que los dúplex austeno-fen-íticos presentan proporciones de fases entre 30% a -70% y y viceversa.

Cuando se estudian nuevos desarrollos de aceros inoxidables austeníticos, las ecuaciones de constitución implican establecer relaciones entre composiciones químicas y estructuras de solidificación, de modo que se llega establecer que:

% 5= K + a Crequiv + b Nlequiv (Ec. 6.1)

Para llegar a una ecuación de este tipo, uno de los caminos es fabricar toda una serie de aleaciones en las que las composiciones químicas varíen de forma suficientemente amplia y donde los porcentajes de fases también lo hagan.

Pág. 73


En un desarrollo previo ai estudio de dúplex que se presenta en este trabajo, se estudió la posibilidad de fabricación de aceros inoxidables austeníticos que, con reducidos niveles de níquel, tuviesen propiedades iguales o incluso superiores al clásico 1.4401 (17% Cr 11% Ni 2% Mo), especialmente en lo relativo a la singular resistencia a la corrosión por picaduras de esta aleación [1].

En dicho estudio, como se ha comentado más arriba, se fabricaron muchas distintas aleaciones, algunas de ellas con contenidos superiores al 8% de ferríta delta de solidificación. Dichas aleaciones no fueron tenidas en cuenta en el desarrollo de los citados inoxidables austeníticos, toda vez que algunas características de estos aceros (como por ejemplo la forjabilldad en caliente) se afectan extraordinariamente por la presencia de cantidades residuales de ferrita delta. l.xi ferrita delta de solidificación mejora la colabilidad de los inoxidables austeníticos, de modo que resulta conveniente diseñar dichos aceros con una pequeña cantidad de ferrita delta, compatible con la disolución de la misma durante los tratamientos térmicos (soaking) previos a la forja o laminación en caliente. De este modo se aprovecha la presencia de las redes de ferríta que mejoran la solidificación sin agrietamiento de los lingotes o desbastes y la facilidad de disolución de dicha fase para facilitar la transfomnación en caliente. Sin embargo, cantidades de ferrita delta superiores a unos ciertos niveles (por ejemplo del 8%), no se eliminan fácilmente con los tratamientos témnicos clásicos previos a las transfonnaciones tennomecánicas.

Así pues no se incluyeron en el estudio de las nuevas aleaciones austeníticas los lingotes con un contenido de ferrita delta superior al 7,5%, que, obviamente, podrían ser consideradas como aleaciones Intermedias entre las clásicas austeníticas monofásicas (con 8 residual) y las aleaciones dúplex austeno-ferríticas.

Los lingotes, con forma de botón, fueron fabricados en el horno de inducción y colada centrífuga Lecomeit 3,3 | j . El peso de los lingotes era de 50 g (botones de 33 mm de diámetro y 5 mm de altura), presentando estructuras de solidificación similares a las obtenidas en un proceso de soldadura. Ello es debido a que el procedimiento de solidificación mediante colada centrífuga sobre un molde de cobre consigue un rápido enfriamiento de un acero líquido homogeneizado. Esta estructura "as cast" está constituida, básicamente, por una fina red de dendritas de ferrita delta en una matriz de austenita. La tabla 6.1 ofrece las composiciones químicas de las aleaciones, así como la femta delta medida [% a (med)] mediante ferritoscopio.

Pág. 74

CAPITULO 6

Botón

5 6

7

8

9

11

26

27

30 31

32

67

68

69

70

71

72

73

74

77

91 96

100 102

103

104 105

106 107

108

109 110

C

0,058 0,055

0,063

0,063

0,066

0,060

0,056

0,056

0,059

0,056

0,06 0,054

0,057

0,055

0,054

0,056

0,057

0,064

0,055

0,058

0,047 0,052

0,038

0,046

0,046

0,053

0,054

0,055

0,06

0,057

0,062 0,062

Si

0,36 0,27

0,42

0,48

0,35

0,42

0,35

0,40

0,46

0,34

0,43 0,37

0,30

0,35

0,25

0,38

0,39

0,39

0,42

0,50

0,42 0,37

0,40

0,43

0,33

0,40

0,40

0,41 0,37

0,38

0,43

0,36

Mn

6,40 6,06

12,35 10,96

10,85

10,42

10,50

10,50

10,31

10,70

10,51

10,52

10,73

10,64

11,22

10,54

10,60

10,64

10,62

10,22

10,28

12,30

10,38

10,37

10,62

10,56

10,49

10,43

10,68

10,68

10,33

10,65

Ni

3,29 3,06

3,13 3,17

3,14

3,15

4,14

4,25

4,08

4,06

4,13

3,01

2,05

4,06

4,13

5,02

5,07

5,06

5,10

4,31

4,22

4,10

4,17

4,04

4,12

4,13

4,11

4,04

4,05

4,16

5,11

5,13

Cr

18,21 17,10

16,5 16,85

16,74

16,73

16,61

16,45

17,00

17,17

17,01

16,96

16,90

17,26

16,75

16,92

18,65

19,45 20,31

17,54

18,11

17,62

18,08

18,17

18,68

18,51

18,45

18,54 18,54

18,48

17,93

17,82

Cu

2,23

2,07

2,02 2,02

2,02

2,04

2,05

2,05

2,01

2,01

2,05

2,06

2,09

2,08

2,10

2,04

2,07

2,09

2,10

2,07

1,04

2,07

2,14

2,00

0,54

1,17

2,01

2,74

3,70

3,68

2,06

2,09

Ecuaciones de constitución

ñ/lo

2,14

2,01

0,99 1,01

1,00

1,00

1,49

1,48 1,03

1,02

1,00

2,01

1,99

2,02

1,98

2,00

2,00

2,00

2,00

2,03 2,02

2,05

3,03

2,25

2,21

2,21

2,17

2,19

2,20

2,21

1,99

1,99

N

0,2680

0,2381

0,1563 0,1550

0,1573

0,1564

0,1538

0,1542 0,1527

0,1552 0,1556

0,1571

0,1548

0,1576

0,1620

0,1570

0,1580

0,1580

0,1580

0,1553 0,2473

0,2520

0,2627

0,2550

0,2658

0,2585

0,2614

0,2627

0,2520

0,2577

0,1066

0,0926

%a(medO

10,72

9,77

8,99 9,45

9,23

9,14

8,92

8,23 8,91

8,80 8,12

17,19

21,15

12,81

10,72

8,80

15,02

18,40

24,56

13,84 11,46

8,65

14,07

11,51

15,55

14,07

12,22

10,24

10,21

8,62 16,52

17,11

%a(est)

11,11

9,55

9,23 10,50

9,59

10,01

8,95

7,87 8,55

9,33 792

16,48

19,25

14,07

11,32

9,40

16,10

18,79

22,91

14,37 12,57

8,69

14,71

12,14

15,76

13,80

11,50

10,60

9,23

8,54

16,60

17,15

Tabla 6.1. Composiciones de las aleaciones intermedias austeníticos ~ dúplex

Pág.75

CAPITUU

Botón 112

136

138 152

153 176 177 191 198

199

>6

C 0,065

0,029

0,030

0,038

0,038 0,044

0,056 0,042 0,044

0,047

Si 0,46 0,31 0,36 0,32

0,33 0,43

0,43 0,45 0,45

0,43

Mn 10,28 8,02 8,62 8,30 8,32 10,33

10,87 10,10 10,45

10,2

Ni 5,02

5,23 6,09 4,12 4,13 5,09

5,18 2,11 5,16

5,10


Cr 18,07

18,34 18,26 18,39 18,11 16,86

16,54 16,83 19,82 16,45

Cu 2,16

2,07 2,04 2,08 2,06 1,05

1,04 2,11

2,10

2,02

Mo 1,94

1J5 1,74 1J6 1,74 1,49

1,50 2,02

2,00 1,98

N 0,0875

0,2398 0,2414 0,2463 0,2409 0,1621

0,1538 0,2158

0,2236 0,0899

%a(med) 19,53

7,91 7,90 10,74 9,61 9,39

9,79 16,70

15,20 11,30

%a(est) 18,35 8,52 5,23 11,28 10,48 9,04 7,25

15,27

16,43 13,15

Tabla 6.1.(Cont.) Ckimposiciones de las aleaciones intermedias austeníticos - dúplex

La estimación del contenido de ferrita para los botones mediante el diagrama WRC-1988 [2,3] o el de Espy [4] dio unos resultados muy lejanos a los obtenidos experimentaimente. En consecuencia, se buscó una ecuación que estimara el contenido de ferrita en el rango de las composiciones de las aleaciones en estudio.

Una primera regresión lineal multivariabie se intentó para los botones con 8 > 9%, obteniéndose los siguientes resultados.

Múltiple Regression Independent Variables: col{C) -> col(N) Dependent Variables : col(medida)

Y Intercept = -36,10578 ; sd = 4,63027

Column Param sd

c Si Mn Ni Cr Cu Mo N

-53,76342 0,68923 0,24268 -3,75068 4,21147 -2,24636 5,14362 -81,3263

33,65675 3,92156 0,19806 0,34587 0,31803 0,42664 0,65038 5,88791

R =0,96935; R'=0,93963; SD =1,13597

Pág. 76


Una segunda tentativa de correlación, para toda la población (Incluyendo los botones hasta con 7,9% 5), dio parámetros con valores más bajos de las desviaciones estándar:

Múltiple Regression Independent Variables: col(C) -> col(N) Dependent Variables : co!(medlda)

Y intercept = -33.25688; sd = 4.0573

Colutnn Param sd

c SI Mn Ni Cr Cu Mo N

-83.10349 0.50859 0.18028 -3.36448 4.08762 -1.9242 4.61206 -78.78929

27.9399 3.51256 0.16549 0.27782 0.27285 0.34527 0.48037 5.06597

R =0.96899 ; R^O.93893; SD =1.11273

Por tanto, considerando los coeficientes obtenidos en esta segunda correlación, el contenido en ferrita [% Ferrita (est)] puede estimarse mediante la siguiente ecuación lineal:

% Ferrita (est) = - 33,26 + 4.09 Crequiv - 3.36 Niequiv (Ec. 6.2)

siendo:

Crequiv =Cr+1,13Mo+0,044Mn + 0,12Si (Ec. 6.3) Niequiv = Ni + 2 4 , 7 C + 23 .42N + 0 ,57Cu (Ec. 6.4)

La nueva correlación presenta un buen ajuste entre la ferrita estimada y la medida, como puede apreciarse en la tabla 6.1 así como en la figura 6.1.

Pág.77


o ns

i •Jo

25-,

20-

% Ferrlta (est) = -33.26+4.09'(Cr eq)-3.36*(NI eq)

R2=0.9389; 30=1.1127; N=42

Cr eq = Cr+1.13*Mo+0.044*Mn+0.12Si Ni eq = Ni+24.yC+23.42*N+0.57*Cu

% Ferrita medido

Fig. 6.1. Comparación ferrita estimada - medida en las aleaciones intermedias austenlticos -dúplex

Es de destacar que existe una gran similitud entre la correlación obtenida para la familia de aleaciones 1.4401 con bajo contenido en níquel (316 BNI) y esta nueva correlación:

Nueva correlación % Fe 8 = - 33,26 + 4,09 Crequh/ - 3,36 Niequiv (Ec. 6.5) Crequiv = C r + 0,12Si + 1,13Mo + 0,044Mn (Ec. 6.6) Niequiv = Ni + 24,7C + 23,42N + 0,57Cu (Ec. 6.7)

316 BNi %Fe 8 = - 35,20 + 3,60 Cr«,u¡v - 2,75 Niequiv (Ec. 6.8) Crequiv = Cr + 0,70Si + 1,25Mo + 0,051Vln (Ec. 6.9) Niequiv = Ni + 27,4C + 22,7N + 0,35Cu (Ec. 6.10)

Pág. 78


No hay que olvidar el alto grado de variación que presenta el coeficiente para el silicio. A pesar de ello, lo incluiremos en la correlación, dado que el bajo valor de dicho coeficiente junto con el bajo contenido en silicio de los botones hace que su influencia en la ecuación sea mínima.

2.- BOTONES DÚPLEX BAJO NÍQUEL

Partiendo del objetivo inicial, detallado en el Capítulo 1, se han establecido unos rangos de composición para los diferentes elementos en la nueva aleación, sustituía del 2205 clásico. Estos rangos de variación, así como los correspondientes para el 2205 aparecen en la Tabla 6.2.

Nueva Aleación

2205 Clásico

C

<0.1

<0.03

Si

<1

<1

Mn

6 a 12

<2

Cr

20 a 24

21 a 23

Ni

0a4

4,5 a 6,5

Cu

0a3

-

Mo

2a4

2,5 a 3,5

N

0,15 a 0,35

0,08 a 0,2

Tabla 6.2. Rango de composiciones para los dúplex bajo níquel y el dúplex clásico de referencia.

Se ha fabricado una serie de coladas que se encuentran dentro de estos rangos de composición. Las coladas se han realizado en el horno de inducción y colada centrifuga Lecomelt 3,3 \i. Las muestras así fabricadas tienen un peso de 50 g y presentan unas condiciones de solidificación similares a las de soldeo.

En principio se fabricaron cinco muestras (botones 241-245) que permitieron conocer, en una primera aproximación, los contenidos de ferrita que pueden presentar estas nuevas aleaciones en estado bruto de colada. Dichas muestras recibieron un tratamiento ténnico de solubilización, recocido u homogeneización a una temperatura de 1050°C (típica de los dúplex tipo 2205) durante 20 minutos. Se encontró que las estimaciones del contenido de ferrita confonne a los diagramas WRC-1988 [2,3] (figura 6.2), Espy [4] o de Schoefer [5] (figura 6.3) resultaban muy diferentes de los valores medidos. Sin embargo, estas pruebas iniciales permitieron determinar una composición base (botón 246) que proporcionara un porcentaje de ferrita cercana al 50 % tras el tratamiento ténnico de solubilización. Teniendo como referencia dicha

Pág. 79


composición base, se fabricó una serie de lingotes modificando individualmente cada uno de los elementos de aleación con respecto a tal composición base, dentro de los rangos establecidos. También se fabricaron materiales dúplex clásicos tipo 2205 para ser utilizados como referencia (coladas 271 a 274). Todas las muestras recibieron el tratamiento térmico de solubllización comentado anteriormente. En la Tabla 6.3 se incluyen todas las composiciones fabricadas.

Fig. 6.2. Diagrama WRC-1988. Predicción del porcentaje de ferríta en soldaduras

Pág. 80


Botón

241 242

243 244

245

246 247

248 249

250 251

252

253 254

255 256

257

258 259

260 261

262

263 264

265 266

267

268 271

272 273

274

C 0,1217

0,0546

0,0919 0,0903

0,0211

0,0176

0,0171

0,0177 0,0165

0,0173 0,0173

0,0170

0,0170 0,0180

0,0201 0,0167

0,0255

0,0182 0,0183

0,0168 0,0199

0,0188

0,0178

0,0168

0,0671 0,1232

0,0181

0,0325

0,0268

0,0252 0,0261

0,0223

Si

0,33

0,28

0,37 0,36

0,43

0,29

0,61

0,97 0,34

0,39 0,43

0,34

0,31

0,41

0,39 0,38

0,38

0,41

0,41

0,33 0,30

0,35

0,37

0,38

0,47 0,44

0,41

0,42

0,37

0,39 0,44

0,40

Nin

8,43

8,43

8,14 10,32

9,43 7,97

7,94

8,13 5,74

10,61 12,50

8,28

8,87

8,11

7,98 7,88

7,88

7,93 8,05

8,11 8,29

7,98

7,86

8,04

7,61 7,87

8,08 7,82

1,17

1,29 1,27

1,14

Ni 1,04

1,04

1,05

1,04

2,15 2,08

2,08

2,07

2,05

2,07 2,07

0,02

1,04

3,22

4,14 2,18

2,09

2,07

2,17

2,06 2,14

2,05

2,07

2,09

2,12 2,11

2,07 2,07

5,71

5,52 5,75

5,66

Cr

22,04

21,56

21,93

22,37

22,43 22,07

22,22

22,46

22,12

22,06 22,61

22,11

22,02

22,21

22,22 20,47

21,27

23,03

23,75

22,21 21,69

22,18 22,00

21,74

21,78 21,50

21,93 21,88

21,67

21,89 22,24

22,07

Cu 1,06

1,05

1,08

1,07

1,04 1,07

1,08

1,06

1,06

1,05 1,08

1,05

1,06

1,04

1,10 1,06

1,07

1,10

1,10

0,03 2,11

3,19 1,07

1,09

1,10 1,11

1,07 1,07

0,04

0,03 0,04

0,03

l\/lo 3,01

2,98

2,98

3,03

3,00 3,00

3,02

2,99

3,01

3,04 3,02

3,01

3,02

2,97

3,00 3,01

3,04

3,03

3,00

3,05 3,03

3,07 2,02

4,02

3,05 3,08

2,99 3,06

3,04

3,01 3,03

3,07

N

0,2549

0,2065

0,2499

0,2577

0,2725 0,2964

0,3025

0,3095

0,3256

0,3061 0,2988

0,3165

0,3254

0,3128

0,3280 0,3270

0,3161

0,3180

0,2726

0,3331 0,3318

0,3314 0,3607

0,3192

0,2908

0,2575

0,2048 0,2614

0,1688

0,1755 0,1594

0,1659

Tabla 6.3. Composiciones de las aleaciones dúplex fabricadas (50 g)

Pág. 81


O 10 20 30 40 50 60 70

Ferrite, vol%

Fíg. 6.3. Diagrama de Schoefer para la estimación del contenido de fenita de inoxidables dúplex colados y recocidos. En este diagrama: Crequiv = Cr + 1.5Si + 1.4Mo + Nb- 4 99 y Niequiv = Ni + 30C + 0.5l\^n + 26(N- 0.02) + 2.77

Se midió la cantidad de fenita en cada uno de los botones tanto en estado bruto de colada como tras el tratamiento de recocido (tabla 6.5). Se pudo apreciar que los contenidos de ferrita en las muestras tipo 2205 en la condición de solidificación no se ajustaban ni ai diagrama WRC-1988 ni al de Espy. Este desajuste puede ser atribuido a la velocidad de enfriamiento asociada al método de fabricación empleado, probablemente más lento que el que presentan las soldaduras. Sin embargo, tras tratamiento ténnico, sí coincidían con las estimaciones del diagrama de Schoefer, lo que significa que el procedimiento de fabricación empleado proporciona unos contenidos de ferrita equivalentes a los obtenidos tras cualquier procedimiento estándar de fabricación (colada y recocido).

Pág. 82


Con respecto a los contenidos de ferrita en los lingotes bajo níquel, además de no ajustarse a los diagramas WRC-1988 o de Espy en estado de solidificación, también resultaban muy diferentes (figura 6.4), tras tratamiento térmico, a ios valores calculados mediante el diagrama de Schoefer. La razón de este comportamiento diferente podría estar asociada con el rango composicional investigado, distinto del analizado por Schoefer (tabla 6.4).

Mn Ni Cr N C

Mo Si

Schoefer <2%

4 a 13% 17 a 28%

<0,2% ¿0,2% <4% <2%

Botones 1 a 12,5

0a6 20 a 24

<0,4 <0,12 2a4 <1

Tabla 6.4. Comparación del rango de composiciones empleado por Schoefer y el empleado en esta Tesis

Pág. 83


Botón

241

242 243

244 245

246

247

248

249

250

251

252

253

254

255

256

257 258

259

260

261

262

26S

264

265

266 267

268 271

272

273

274

C

0,1217

0,0546

0,0919

0,0903

0,0211

0,0176

0,0171

0,0177

0,0165

0,0173

0,0173

0,0170

0,0170

0,0180

0,0201

0,0167

0,0255

0,0182

0,0183

0,0168

0,0199

0,0188

0,0178

0,0168

0,0671

0,1232

0,0181

0,0325 0,0268

0,0252

0,0231

0,0223

Si

0,33

0,28

0,37

0,36 0,43

0,29

0,61

0,97

0,34

0,39

0,43

0,34

0,31

0,41

0,39

0,38

0,38

0,41

0,41

0,33

0,30

0,35

0,37

0,38

0,47

0,44

0,41

0,42

0,37

0,39 0,44

0,4

Mn

8,43

8,43

8,14

10,32

9,43

7,97

7,94

8,13 5,74

10,61

12,50

8,28

8,87

8,11

7,98

7,88

7,88

7,93

8,05

8,11

8,29

7,98

7,86

8,04

7,61

7.87

8,08

7,82 1,17

1,29 1,27

1,14

Ni

1,04

1,04

1,05

1,04

2,15

2,08

2,08

2,07

2,05

2,07

2,07

0,02

1,04

3,22

4,14

2,18

2,09

2,07

2,17

2,06

2.14

2,05

2,07

2,09

2,12

2,11

2,07

2,07 5,71

5,52

5.5

5,32

Cr

22,04

21,56

21,93

22,37

22,43

22,07

22,22

22,46 22,12

22,06

22,61

22,11

22,02

22,21

22,22

20,47

21,27 23,03

23.75

22,21

21,69

22,18

22,00

21,74

21,78

21,50

21,93

21,88 21,67

21,89 22,24

2Z07

Cu

1,06

1,05

1,08

1,07

1,04

1,07

1,08

1,06

1,06

1,05

1,08

1,05

1,06

1,04

1,10

1,06

1,07 1,10

1,10

0,03

2,11

3,19

1.07

1,09

1.10

1,11

1,07

1,07

0,04

0,03 0,04

0,03

Mo

3,01

2,98

2,98

3,03

3,00

3,00 3,02

2,99

3,01

3,04

3,02

3,01

3,02

2,97

3,00

3,01

3,04

3,03

3,00

3,05

3,03

3,07

2,02

4,02

3,05

3,08

2,99

3,06

3,04

3,01

3,03

3,07

N

0,2549

0,2065

0,2499

0,2577

0,2725

0,2964 0,3025

0,3095 0,3256

0,3061

0,2988

0,3165

0,3254

0,3128

0,3280

0,3270

0,3161

0,3180

0,2726

0,3331

0,3318

0,3314

0,3607

0,3192

0,2908

0,2575

0,2048

0,2614

0,1688

0,1755

0,1594

0,1629

Fenita Sclioefer

11,4

24,7

15,1

12,3

16,2

15,7 17,3

18,4

12,8

11,0

10,2

23,4

15,2

10,9

7,6

9,1

11,5 17,2

25,1

12,9

10,7

13,2

7,4

17,1

11,7

8,5

30,1

18,4

32,8

34,6 45,0

46,1

Fenita bruto

colada

46,44

61,71

50,10

53,09

54,24

48,48 51,04

51,37 48,50

50,62

54,26

59,51

53,12

42,45

35,66

40,71

42,82

50,87

60,73

49,73

40,08

41,83

39,53

51,43

44,34

39,55

63,57

52,18

45,06

46,80

61,09

60,91

Fenita tras

recocido

45,60

57,06

49,64

48,66

49,52

46,56 50,76

52,25 45.49

47,05

48,34

58,29

49,47

38,64

33,18

36,14

38,18

48,59

57,25

46.82

38.02

41.07

37.59

46.56

44.22

38.62

59.39

49.96

35,81

36,10

48,47

45,10

Ferríta nueva correl.

46,32

56,39

4Q,99

50,97

51,12

46,78

49,85

53,35

45.02

46,36

49,54

58,57

50,20

39,25

31,31

36,77

41,14

49,80

57,07

45,66

39,17

41,14

37,49

46,53

42,05

37,85

57,08

49,39

----

Tabla 6.5. Valores de fenita estimados y medidos en las aleaciones dúplex fabricadas (50 g).

Pág. 84


10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 60 65

% Ferrita (medido)

Fig. 6.4. Comparación entre el porcentaje de ferrita estimado (según el diagrama de Schoefer) y los valores medidos tras el tratamiento de recocido.

Para fijar el efecto de los elementos de aleación en el contenido de ferrita en las

aleaciones en estudio, se han calculado regresiones lineales multivaríables. Para el estado de bruto de colada, la regresión lineal obtenida entre el contenido de ferrita y

la composición química es la siguiente:

Múltiple Regression on Data1:

Independent: Dependent:

Parameter

Y-intercept C Si Mn Ni Cr Cu Mo N

Coiumn(C) -> Column(N) Column (Fe.med.)

Valué

9,01656 -144,50734 1,76489 0,15283 -5,43659 3,85435 -2,66798 3,73726 -133,53075

Error

9,51009 7,94142 1,69124 0,18329 0,31005 0,39071 0,42965 0,77206 6,76084

t-Vaiue

0,9481 -18,19665 1,04355 0,83381 -17,53441 9,86511 -6,20972 4,84065 -19,75061

Prob>|t|

0,35498 <0.0001 0,30979 0,41475 <0.0001 <0.0001 <0.0001 1,13597E-4 <0.0001

Pág.85

CAPITULO 6

R-Square(COD) Adj. R-Square Root-MSE(SD)

0,98439 0,97782

ANOVATable;

Degrees of ítem Freedom

Model 8 Error 19 Total 27

Prob>F

<0.0001

1,07608

Sum of Mean Squares Square

1387,62309 173,45289 22,00088 1,15794 1409,62397


F Statistic

149,79421

Por tanto, para estimar el contenido de ferrita en estado de solidificación o bruto de colada para los botones dúplex bajo níquel, podemos emplear la siguiente ecuación:

% Ferrita (sol) = 9,02 + 3,85 Cfequiv - 5,44 Niequiv (Ec. 6.11)

donde:

Crequiv = Cr + 0,97Mo + 0,46Si + 0,04Mn Niequiv = Ni + 26,58C + 24,56N + 0,49Cu

(Ec. 6.12) (Ec. 6.13)

La regresión lineal calculada para estimar el contenido de ferrita tras tratamiento térmico es la siguiente:

Pág. 86


Múltiple Regression on Datal:

Independent: Dependent:

Parameter

Y-Intercept C Si Mn Ni Cr Cu Mo N

Column(C) -> Column(N) Column(FE.SOA)

Valué

-4,14613 -117,1216 8,53789 -0,52309 -5,91852 4,36991 -1,78286 2,6976 -119,48324

Error

11,25243 9,39637 2,00109 0,21686 0,36686 0,46229 0,50836 0,91351 7,9995

t-Value

-0,36847 -12,46455 4.26662 -2,41207 -16,13303 9,45282 -3,50708 2,95301 -14,93634

Prob>|tl

0,7166 <0.0001 4,16914E-4 0,02614 <0.0001 <0.0001 0,00236 0,00817 <0.0001

R-Square(COD) Adj. R-Square Root-MSE(SD)

0,97632 0,96635 1,27322

ANOVATable:

Degrees of ítem Freedom

Model 8 Error 19 Total 27

Sum of Squares

1270,03137 30,80093 1300,8323

Mean Square

158,75392 1,6211

F Statistic

97,92966

Prob>F

<0.0001

En consecuencia, el porcentaje de ferrita en un material dúplex bajo níquel tras ser sometido a un tratamiento de recocido a 1050°C podrá estimarse mediante la siguiente ecuación:

% Ferrita = - 4,15 + 4,37 Crequiv - 5,92 Niequiv (Ec. 6.14)

donde:

Pág. 87


Cfequiv = Cr + 0,62*Mo +1,95*Si (Ec. 6.15) Niequiv = Ni + 19,79*C + 20,19*N + 0,30*Cu + 0,09*Mn (Ec. 6.16)

La ecuación (6.14) puede traducirse en el diagrama que se muestra en la figura 6.5. Por tanto, para estimar el porcentaje de ferrita podremos emplear indistintamente la ecuación (6.14) o la figura 6.5. Las figuras 6.6 y 6.7 muestran el grado de ajuste entre los porcentajes de ferrita calculados mediante las ecuaciones (6.11) y (6.14) y los valores medidos. Estas ecuaciones, así como el diagrama de la figura 6.5, son totalmente aplicables a cualquier composición comprendida en ios rangos indicados, siempre que proporcione contenidos de fenita en el entorno 30~70%.

20 22 24 Cr eq = Cr + 0,62Mo + 1,95Si

Fig. 6.5. Diagrama para la estimación del porcentaje de fenita tras tratamiento de recocido (1050°C, 20 minutos) en aceros inoxidables dúplex con bajo contenido en níquel.

Pág.88


45 50 55 % Ferrita (medido)

Fig. 6.6. Comparación entre el porcentaje de ferrita estimado en estado de solidificación (Ec. 6.11) y los valores medidos.

70'

es-

so

; 55

'^50-1

; "to

as-

Tras tratamiento térmico

% Ferrita (medido)

Fig.6.7. Comparación entre los contenidos de ferrita estimados tras tratamiento térmico (Ec.6.14) y los valores medidos.

Pág. 89


En definitiva, hemos encontrado una correlación que permite estimar el contenido en ferrita en función de la composición química para los aceros inoxidables dúplex con bajo contenido en níquel.

En las tablas 6.6 y 6.7, se muestran varios equivalentes en cromo y níquel encontrados en la bibliografía, y se comparan con los resultados obtenidos en este trabajo. Uno de los aspectos más significativos es el relativo al efecto del manganeso. Su efecto en la fomnación de ferrita es siempre débil, sin embargo, mientras que es un elemento gammágeno a bajas concentraciones, su comportamiento es casi alfágeno para aquellas concentraciones en el rango de los materiales analizados (6 -12%) en estado de solidificación, lo que es concordante con estudios previos [1,8] relativos al efecto del manganeso en el contenido de ferrita. Esta débil influencia se traduce en coeficientes próximos a cero en las ecuaciones del cromo y níquel equivalentes, y la propia matemática estadística podría hacer que el efecto del manganeso pareciese oscilar desde una acción débilmente gammágena a una débilmente alfágena. Por el contrario, si no consideramos la posibilidad de algún artificio matemático, sería necesario buscar una explicación al efecto dual del manganeso. Si recordamos que los aceros inoxidables dúplex solidifican como ferrita y transfomian parcialmente en austenita durante el enfriamiento, el comportamiento especial del manganeso pudiera explicarse como debido a que este elemento actuara como obstáculo a la difusión de los elementos durante el enfriamiento, lo que reduciría la disolución de la ferrita. Dado que el carácter gammágeno del manganeso es débil, la mencionada influencia sobre la difusión se hace predominante y se observa una acción tipo alfágena. El resto de los elementos gammágenos, dado que ejercen influencias más potentes, exhiben sus correspondientes caracteres formadores de austenita.

Cuando se realiza el tratamiento de recocido, o la velocidad de enfriamiento es suficientemente lenta, o se produce solidificación austenítica (como en muchos aceros inoxidables austeníticos), o su contenido es bajo, el efecto del manganeso dificultando la difusión se hace menor en comparación con su efecto gammágeno, y se observa un carácter formador de austenita.

Pág. 90

CAPITULO 6

Autor

Schaefler[6]

DeLong[7]

Hull[8]

Guiral(¡enq[9]

WRC[2,3]

Espy[4] Botella[1]

Esta Tesis

c 30

-

24,5

30

35

30 27,4

26,58

N

-

30

18,4

20

20

20(N-0,045)r)

22,7

24,56

Cu

-

-

0,44

-

0,25

0,33 0,35

0,49

Mn

0,5

-

0,11 Mn-0,0086 Mn^

-

—

0,87

-0,05

-0,04


Mo

-1

-

-1,21 -1

-1

-1

-1,23 -0,97

Si

-1,5 -

-0,48

-1,5

-

-1,5 -0,7

-0,46

Método

Soldaduras Soldaduras

Colada en coquilla Coladas

Soldaduras

Soldaduras

Colada en coquilla Colada en coquilla

Tabla 6.6. Coeficientes de los elementos en los equivalentes en cromo y níquel en estado de solidificación. Los valores positivos corresponden a elementos incluidos en las ecuaciones del níquel equivalente. Los valores negativos están asociados a elementos incluidos en las ecuaciones del cromo equivalente. Ni (+1) y Cr (-1) no mostrados. (*) Tres coeficientes diferentes dependiendo del nivel de N: 30 cuando N 0,0/0,20%; 22 cuando N 0,21/0,25 ó 20 cuando N 0,26/0,35.

Autor

Pryce[10] Schoefer[5]

Esta Tesis

C

21 30

19,79

N

11,5 26(N-0.02)

20,19

Cu

--

0,30

Mn

0,5 0,5

0,09

Mo

-20 -1

A62

Si

-3 -1,5

-1,95

Método

Lingotes recocidos Coladas

Colada en coquilla

Tabla 6.7. Coeficientes de los elementos en los equivalentes en cromo y níquel tras recocido. Los valores positivos corresponden a elementos incluidos en las ecuaciones del níquel equivalente. Los valores negativos están asociados a elementos incluidos en las ecuaciones del cromo equivalente. Ni (+1) y Cr (-1) no mostrados. (*) Si Mo está comprendido entre 2 y 3%, debe emplearse un coeficiente entre 2 y 4.

La microestructura obtenida en los materiales se muestra en las figuras 6.8 (estado de solidificación) y 6.9 (tras tratamiento térmico), y, como puede apreciarse, corresponde a la típica microestructura dúplex a/y. En el estado de solidificación, agujas de austenita (de color claro) tipo Widmanstátten se encuentran incluidas en una matriz fen"ítica (de color oscuro). Aparecen algunos nitruros - carbonitruros, tanto en las composiciones clásicas como en las bajo níquel, preferentemente en el interior de la ferrita (en los límites ferrita/ferrita) (figuras 6.10 a 6.14) y, en menor medida, en los límites ferríta/austenita. La aparición de estos precipitados no es extraña si asumimos que estos precipitados se forman habitualmente en las soldaduras de

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inoxidables dúplex si la velocidad de enfriamiento no es lo suficientemente elevada. Como mencionamos previamente, la velocidad de enfriamiento asociada al método de fabricación (solidificación) no es tan alta como la obtenida en las soldaduras, lo que puede resultar en la precipitación de nitruros - carbonitruros. Tras el tratamiento ténnico, además de una ligera disminución del contenido de ferrita, las agujas de austenita se redondean, e incluso aparece austenita en el interior de los granos ferriticos. Tras el tratamiento térmico de solubilización no aparece ningún tipo de compuesto intermetálico, ya que dicho tratamiento disuelve todos los precipitados formados en la solidificación.

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Fig. 6.8. Microestructura en estado de solidificación (Botón 246).

Pág. 92


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F/g. 6,9, Microestructura tras tratamiento de recocido (Botón 246).

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Fig. 6.10. Nitruros - carbonitruros. Estado de soiidifícación (Botón 246).

Pág. 93


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F/g. 6.11. Nitruros-carbonitruros. Estado de solidificación (Botón 246).

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F/g. 6.12. Nitniros - carbonitruros. Botón 246. imagen obtenida en FESEM.

Pág. 94


v. I OOOO 1 : iKU ACf: :RINOX

/=/g. 6.Í3. Nitruros- carbonitniros. Botón 246. FESEM. Detalle A.

Fig. 6.14. Nitruros- carbonitruros. Botón 246. FESEM. Detalle B.

Pág. 95


Con respecto a la disolución de la ferrita tras recocido, se ha podido observar un interesante resultado comparando el comportamiento de las aleaciones clásicas y las nuevas con bajo níquel (figura 6.15). Las clásicas experimentan disminuciones importantes en el porcentaje de ferrita (más del 20%) tras el recocido. Por el contrario, los materiales de bajo níquel presentan una mayor estabilidad en su microestructura: las diferencias en el porcentaje de fenrita entre el estado de solidificación y la condición tras recocido son, en todos los casos, menores del 12%, y, en muchas ocasiones, el contenido de ferrita permanece casi constante (variaciones menores del 5%). Este comportamiento característico no ha podido ser asociado a ningún elemento de aleación en particular. Es el rango composicionai, en sí mismo, el posible responsable de este comportamiento, dado que todas las muestras de bajo níquel analizadas exhibieron la misma tendencia. Este comportamiento es de especial interés en las soldaduras de los aceros inoxidables dúplex, dado que uno de sus inconvenientes principales es el excesivo contenido de ferrita que se obtiene en la zona fundida en ios dúplex estándar. Como resultado de esta investigación puede deducirse que los dúplex bajo níquel están relativamente libres de este problema, ya que el contenido de fenrita en las soldaduras ha de ser muy similar al del material base, que se encontrará habitualmente en estado recocido.

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30 35

% Ferrita (solidificación)

Fig. 6.15. Comparación entre el grado de disolución de la ferrita de solidificación tras recocido (1050°C, 20 minutos).

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BIBLIOGRAFÍA

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Pág. 97

CAPITULO 7 Fabricación de materiales para caracterización de propiedades

CAPITULO 7

FABRICACIÓN DE MATERIALES PARA CARACTERIZACIÓN DE PROPIEDADES

1.- FABRICACIÓN Y CARACTERÍSTICAS DE LOS MATERIALES FABRICADOS

Para el desarrollo de tos objetivos detallados en el Capítulo 1, se ha fabricado una serie de seis lingotes de 40 Kg en horno de inducción con atmósfera controlada (homo PFEIFFER-VSG 030). Se decidió fabricar cinco lingotes con composiciones dúplex bajo níquel, introduciendo ciertas diferencias composicionales entre ellos que permitieran poner de manifiesto la influencia de los elementos de aleación en las propiedades de los materiales. Las composiciones obtenidas se muestran en la tabla 7.1. Además, se fabricó un dúplex 2205 clásico (L-286), con el objeto de ser utilizado como referencia. Las composiciones fueron seleccionadas de forma que todos los materiales presentarán un mismo contenido de ferrita tras tratamiento de homogeneización, en torno al 50%, valiéndonos de la correlación obtenida mediante las coladas de 50 g. En la tabla 7.2 se muestran los porcentajes de ferrita medidos y los estimados empleando las ecuaciones 6.11 y 6.14.

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CAPITULO 7 Fabricación de materíates para caracterización de propiedades

L-283 L-284 L-285 L-286 L'287 L-288

C 0,013 0,030 0,019 0,008 0,012 0,015

Si 0,28 0,35 0,34 0,31 0,36 0,36

Mn 8,74 8,18 8,08 1,22 8,09 8,22

Ni 1,86 1,89 0,54 5,54 1,58 2,76

Cr 22,16 22,42 19,90 22,06 22,02 24,29

Mo 3,02 2,97 2,98 2,98 2,99 2,98

Cu 1,02 1,04 1,03 0,30 2,66 1,05

N 0,3183 0,2780 0,2838 0,1663 0,3031 0,3178

P 0,017 0,020 0,018 0,020 0,020 0,023

s 0,0025 0,0017 0,0020 0,0020 0,0020 0,0022

Tabla 7.i. Composiciones obtenidas en los lingotes de 40 Kg.

L-283 L-284 L-285 L-286 L-287 L-288

ascast (estimado)

50.4 53.8 52.5

~ 49.2 54.2

as cast (medido)

44.1 48.2 47.4 44.5 48.8 47.1

1050°C30min. (estimado)

46.6 50.5 48.8 44.0 47.9 51.8

105(yC30m¡n. (medido)

48.7 51.6 47.8 45.2 46.8 50.6

Tabla 7.2. Porcentajes de ferrita estimados y medidos mediante fenitoscopio en los lingotes fabricados

2.- EVOLUCIÓN MICROESTRUCTURAL DURANTE EL PROCESO DE FABRICACIÓN

Como se describió en el cap.3 ap.3 se realizaron cortes transversales en cada uno de los lingotes y se realizaron una serie de tratamientos tennomecánicos para proporcionar probetas en las que realizar las diferentes caracterizaciones de propiedades. A lo largo de este proceso de fabricación, que simula al que se realiza a nivel industrial, se analizó la microestructura de los materiales en cuatro estados diferentes:

A) Estado de solidificación B) Tras tratamiento de soaking O) Tras forja y recocido D) Tras laminación en frío y recocido

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Los porcentajes de ferrita medidos en esas cuatro condiciones se muestran en la tabla 7.3.

L-283 L-284 L-285 L-286 L-287 L-288

Solid'rficación 44.1 48.2 47.4 44.5 48.8 47.1

Soaking 49.8 53.2 47.6 55.9 48.5 50.3

Forja + Recocido 45.9 49.8 48.9 43.9 47.4 49.8

Lam. Frío + Recocido 46.5 51.5 49.3 44.1 48.6 49.7

Tabla 7.3. Porcentajes de ferrita medidos en cuatro diferentes condiciones a lo largo del proceso de fabricación.

Las micrografías obtenidas para los materiales en estado de solidificación (figuras 7.1 y 7.2) muestran, en todos los casos, la típica estructura dual austenita - ferrita de los materiales dúplex. Se puede apreciar una microestructura mucho más grosera en el caso de los lingotes de 40 Kg que en los botones de 50 g (comparar con figura 6.8). Además durante el enfriamiento, las agujas de austenita han ido aumentando su tamaño y se han ido redondeando, e incluso se han formado compuestos intermetálicos en los límites a-y en el propio enfriamiento. Por estas dos razones, el porcentaje de fenrtta obtenido en los lingotes de 40 Kg es menor que el estimado mediante la ecuación obtenida en anteriormente para botones de 50 g (tabla 7.2).

El tratamiento de soaking se traduce en la disolución de los precipitados fomnados durante el enfriamiento y produce, en general, un aumento en el contenido de ferrita. Los procesos de forja y laminación en frío provocan el aplastamiento y la orientación de los granos de ferrita y austenita según la dirección de laminación, obteniéndose microestructuras finas y equiaxiales, como puede apreciarse en las figuras 7.3 y 7.4. Los tratamientos de recocido realizados tras amt)os procesos resultan en contenidos de ferrita similares, dado que ambos tratamientos se efectúan a la misma temperatura. Además, puede apreciarse que los porcentajes de ferrita obtenidos tras estos recocidos, así como los porcentajes resultantes del tratamiento de homogeneización tras la solidificadón (tabla 7.2), son, en todos los casos, semejantes y coincidentes con los valores estimados mediante la ecuadón 6.14, por lo que podemos deducir que esta correlación no sólo es válida para el método de fabricación con el que se obtuvo (botones) sino que podrá utilizarse también en cualquier proceso que incluya un recocido a la temperatura de 1050°C durante un tiempo suficiente en función del espesor.

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CAPITULO 7 Fabricación de materiales para cai^ctm-ización de propiedades

Fig. 7.1. Microestructura en estado de solidificación (L-284).

Fig. 7.2. Microestructura en estado de solidificación (L-283).

Pág. 101


Fig. 7.3. L-283. Laminado en frío y recocido. Sección longitudinal

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F/g. 7.4. L-283. Laminado en frío y recocido. Sección transversal.

Pág. 102


Se puede observar (figura 7.5) que el porcentaje de ferrita en los materiales bajo níquel varía en una menor proporción que en el material estándar, lo que indica una mayor estabilidad estructural para los nuevos materiales en relación al equilibrio a / y a altas temperaturas {1000-1200°C).

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Fig. 7.5. Evolución del porcentaje de ferrita durante el proceso de fabricación.

Pág. 103

CAPITULO 8 Defonnabilidad en caliente

CAPITULO 8

DEFORMABILiDAD EN CALIENTE

1.-INTRODUCCIÓN

Desde la perspectiva del productor de aceros inoxidables dúplex, uno de los aspectos más problemáticos es el relativo a la transformación de la estructura de solidificación en una estructura deformada, mediante laminación o forja en caliente. Aunque ha sido ampliamente analizada la posibilidad de un comportamiento superplástico de las aleaciones dúplex a alta temperatura, éste se verifica sobre la base de unas condiciones microestructurales y de proceso que en absoluto se dan en un proceso industrial de laminación. En realidad, la presencia en la microestructura de dos fases (a y y) con características de deformabilidad muy distintas se traduce en una ductilidad limitada de la aleación, lo que origina, por ejemplo, la aparición y progresión de grietas en los bordes de las bandas durante su laminación en caliente, por ser los bordes las zonas de menor temperatura.

A pesar de que el mecanismo de deformación de la estructura bifásica no es completamente conocido, sí se pueden apuntar algunos elementos que condicionan el comportamiento de la aleación dúplex bajo condiciones de conformado en caliente,

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CAPITULO 8 Deformabilidad en caliente

y en ellos nos centraremos en el presente estudio. En primer témriino, la fase austenita (y, cúbica centrada en las caras, ccc) del acero dúplex presenta a alta temperatura una resistencia mecánica alrededor de tres veces superior a la de la fenrita (a, cúbica centrada en el cuerpo, ce). Este hecho implica que, en determinadas condiciones de proceso, exista una clara tendencia a la concentración de tensión y defonnación en la fase más blanda, es decir, en a. En segundo lugar, las dos fases mayoritarias en los aceros dúplex se caracterizan por procesos diferentes de regeneración dinámica. En la ferrita es característico el mecanismo de recuperación dinámica, que da lugar a subestructuras formadas por el reagrupamiento de dislocaciones. En la austenita, con baja energía de defectos de apilamiento {S.F.E.), la energía de deformación se acumula hasta un determinado nivel, a partir del cual se produce la recristalización dinámica de la estructura. Estos procesos de regeneración activados témnicamente se producen además con distinta rapidez en una y otra fase. Por último, la distribución aleatoria de placas de austenita en la matriz ferrítica de la estructura dúplex as casi detennina el grado de eficacia en la transferencia de tensión y defonnación de ferrita a austenita, que es fundamental para que se produzcan los fenómenos de regeneración en esta última.

Estos factores diferenciales entre ferrita y austenita a alta temperatura dan lugar a un heterogéneo de tensiones y deformaciones en la estructura dúplex durante la deformación, que se manifiesta en último término en el agrietamiento del material a lo largo de las intercaras a/y.

2.- COMPORTAMIENTO GENERAL DE LOS DÚPLEX

2.1 CONSIDERACIONES EN TORNO A LA DEFORMABILIDAD EN CALIENTE

En primer lugar, hay que distinguir aquellos procesos que ocurren durante la defonnación (llamados procesos dinámicos) y los que tienen lugar en los intervalos entre las sucesivas deformaciones o una vez que se ha completado la deformación (llamados procesos estáticos). Los dos procesos dinámicos implicados en la deformación en caliente son la recuperación dinámica y la recristalización dinámica.

La recuperación dinámica es el mecanismo básico que conduce a la aniquilación de pares de dislocaciones durante la deformación. La curva de defonnación es esencialmente exponencial (curva (a) de la figura 8.1). Estos mecanismos de defonnación resultan en una microestructura que consiste en granos alargados,

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CAPITULO 8 DeformabíHdad en caliente

dentro de los cuales existe una fina estructura de subtgranos. Aunque los granos se alargan y aplanan durante la deformación, los bordes de subgrano que se encuentran en su interior están continuamente rompiéndose y volviéndose a formar. De esta fomna, los subgranos mantienen una forma equiaxial. La recuperación dinámica ocurre en metales de alta energía de defectos de apilamiento (sfe) como el aluminio, el hierro a y la mayoría de los metales ce (cúbicos centrados en el cuerpo).

En la recrístalización dinámica la aniquilación de dislocaciones ocurre solamente cuando la densidad de dislocaciones alcanza unos niveles tan elevados que implican la recrístalización. Como resultado, la velocidad de endurecimiento es alta hasta que comienza la recristalización, lo que se traduce en el pico de la curva (b) en la figura 8.1. La recrístalización dinámica es el mecanismo principal de ablandamiento en la deformación en caliente de todos los metales ccc (cúbicos centrados en las caras) excepto el aluminio.

Figura 8.1. Ejemplos de curvas de deformación en caliente. Efecto de la recristalización.

La recuperación estática que ocurre en los intervalos entre las sucesivas deformaciones implica una disminución en la densidad de dislocaciones, si bien el descenso en la tensión de deformación es relativamente pequeño. Sin embargo, la recuperación estática es responsable de la formación de núcleos de recristalización, precursores del ablandamiento por recristalización.

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CAPITULO 8 Defonnabilidad en caliente

La recristalización estática a las más altas temperaturas de deformación puede tener lugar en 1/10 segundos, o, incluso, 1/100 segundos. Al disminuir la temperatura de deformación, el tiempo de recristalización aumenta gradualmente hasta varios minutos. Aunque la temperatura es el factor más importante en la cinética de la recristalización, otros parámetros importantes son el grado de deformación, la velocidad de deformación y la composición de la aleación.

En los metales que ablandan en caliente sólo por recuperación dinámica, es a menudo posible enfriarlos de forma suficientemente rápida como para evitar que ocurra la recristalización estática, resultando en una resistencia mecánica mejorada. Sin embargo, los que presentan ablandamiento por recristalización dinámica, generalmente es imposible retener la estructura obtenida una vez que tía sido completada le deformación, dado que la recristalización estática ocurre muy rápidamente.

2.2. SUPERPLASTICIDAD EN LOS DÚPLEX

Existen numerosos estudios [1,2] en relación con el comportamiento sufjerplástico de los dúplex (alargamientos superiores al 100% e incluso superiores al 1000%). Dado que en la actualidad hay muy pocas aplicaciones industríales que hagan uso de esta excepcional confonnabiiidad en caliente, únicamente mencionaremos la forma de poneria en efecto.

Este fenómeno requiere bajas velocidades de defomnación, una temperatura de, al menos, 0,6 Tm (Tm es la temperatura de fusión, en grados Kelvin) y una microestructura muy fina (tamaño de grano de aproximadamente 1 nm). El comportamiento superplástico en los dúplex puede obtenerse mediante dos procedimientos:

1. Obtención de una estructura totalmente ferrítica por tratamientos térmicos en torno a ISOO^C, junto con un bajo contenido en nitrógeno, seguido de un rápido enfriamiento hasta temperatura ambiente; laminación en frío; calentamiento hasta g o c e y deformación isotérmica a esta temperatura. La precipitación uniforme de la fase 72 y la aparición de fase a producen la fina microestructura requerida.

2. En un proceso similar al anterior salvo que la deformación se realiza inmediatamente después de la etapa de tratamiento inicial (obtención de una estructura monofásica ferritica) y además de forma anisotérmica, apareciendo de nuevo los finos precipitados de las fases 72 y CT en el desarrollo de la misma.

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CAPITULO 8 DeformabiHdad en caliente

En el futuro, es posible que esta propiedad sea utilizada para el conformado de chapas, o para la producción de piezas con formas complejas mediante forja isotérmica. Sin embargo, los procesos empleados en la actualidad a nivel industrial para la laminación en caliente de los inoxidables dúplex, son radicalmente diferentes a los dos procedimientos mencionados con anterioridad en relación con el comportamiento superplástico. Es por ello que el comportamiento de estos materiales en la deformación en caliente a escala industrial no tiene gran relación con el fenómeno de la superplasticidad.

2.3. EFECTO DEL PORCENTAJE DE FASES

Las curvas tensión - deformación para los materiales dúplex a temperaturas de laminación en caliente adoptan una fomia intermedia entre las de los austeníticos y los ferrfticos, en función dei porcentaje de fases existentes. En la figura 8.2 (tomada de [3]) se muestra el cambio en la forma de la curva tensión - deformación al variar el porcentaje de fases.

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Deformación

Figura 8.2. Cambio en la forma de /a curva ter)sión - deformación ai variar el porcentaje de fases.

Pág. 108


La aleación totalmente austenítica presenta la curva típica de un material con recristalización dinámica: la tensión aumenta hasta un valor máximo, descendiendo posteriormente hada un estado estable. El acero totalmente ferrítico muestra un rápido aumento hasta un máximo de tensión a deformaciones relativamente bajas, seguido de un pequeño descenso gradual. Esta forma no es la típica de un material que presenta ablandamiento únicamente por recuperación dinámica, la cual consiste en una subida más rápida hasta un nivel de tensión que se mantiene constante al aumentar ia defomiación. Esta diferencia es atribuida a la pronunciada textura que presentaba el material ensayado. Puede observarse claramente un comportamiento intermedio para los materiales bifásicos, y hay que destacar que la defomnación a la que se produce la tensión máxima en los materiales bifásicos es muy similar a la de la aleación austenítica, lo que indica que la presencia de ferríta no ejerce un efecto apreciable en la cinética de la recristalización dinámica de la austenita.

El mismo comportamiento ha sido observado [4] en ensayos de compresión con defomnación plana (figura 8.3) sobre probetas forjadas.

300 -

Deformación (ln(X(, / x))

Figura 8.3. Influencia del porcentaje de femta en la forma de la curva tensión - deformación en compresión plana.

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2.4. EFECTO DE LA VELOCIDAD DE DEFORMACIÓN

La velocidad de deformación afecta notablemente al comportamiento de estos materiales en el proceso de laminación en caliente. Para bajas velocidades de deformación, el porcentaje de fases no afecta en gran medida a la tensión, debido a que la ferrita dispone de tiempo suficiente para deformarse alrededor de la fase más dura, la austenita, mediante el deslizamiento de la intencara o/y, absorbiendo la mayor parte de la deformación y tensión aplicadas. Para soportar este razonamiento podemos referirnos a estudios de microscopía electrónica [4] en los que se obsen/a que, para un dúplex (64%a / 36%Y), la ferrita presenta una subestructura bien definida desde deformaciones tan bajas como 0,11%, mientras que la austenita se orienta con deformaciones superiores a 0,35%, y en todos los casos se caracteriza por una estructura celular de defomnación propia de estadios previos ai de inicio de la recristalización. Para deformaciones realizadas a velocidades altas se observan picos en las curvas tensión - defoimación que podrían ser indicativos de procesos avanzados de deformación, e incluso de recristalización en la austenita, debido a una mayor igualdad en la distribución de la defomnación entre las fases a dichas velocidades. En la figura 8.4 [4] pueden apreciarse claramente el diferente comportamiento en función de la velocidad de deformación.

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Deformación (ln(Xo / x))

Figura 8.4. Efecto de la velocidad de deformación en la curva tensión - deformación.

Pág. 110


2.5. EFECTO DE LA TEMPERATURA

La temperatura es, lógicamente, uno de los factores principales en el proceso de deformación en caliente de ios dúplex. Es claro que al aumentar la temperatura la defomíiabilidad de las fases aumenta, lo que se traduce en una disminución en la tensión de deformación. De nuevo, la forma de la curva tensión-deformación dependerá de la mayor o menor tendencia de la ferrita a deformarse alrededor de la austenita. Así, al aumentar la temperatura, la ferrita se defomiará con mayor facilidad y absorberá la mayor parte de la deformación.

En la bibliografía [4] encontramos que, si la velocidad de defomriación es baja, no se observan picos asociables a la recrístalización de la austenita en ninguna de las temperaturas ensayadas (velocidad de deformadón 0.1 /s , temperaturas entre 1000 y 1250°C). Sin embargo, para mayores velocidades (10 /s) sí encontramos claros picos de recristalización para las temperaturas más bajas de ensayo (1000 y HOO^C), lo que no ocurre tan claramente para las más elevadas (1200 y 1250°C) (fig. 8.5). Además, hay que tener presente que el porcentaje de fases presentes en un inoxidable dúplex está íntimamente relacionado con la temperatura. De este modo, el aumento en la temperatura implica un incremento en el porcentaje de ferrita, y, por tanto, un aumento en la ductilidad.

Pág. 111


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1000°C 1100°C 1200''C 1250''C

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Deformación (ln(Xg / x))

Figura 8.5. Efecto de la temperatura en la curva tensión - deformación en un inoxidable dúplex.

2.6. EFECTO DE LA MORFOLOGÍA DE LAS FASES

La deformabilidad en caliente de los inoxidables dúplex se ve afectada en gran medida por la morfología de las fases. En la bibliografía [4] encontramos un claro ejemplo de cómo afecta el tipo de microestructura al comportamiento en caliente de los dúplex. En la figura 8.6 se puede observar cómo el material en estado de solidificación presenta niveles de tensión menores que el forjado.

La principal diferencia entre los dúplex de colada y los de forja reside en la morfología y distribución de la fase austenítica. La austenlta WidmanstStten en agujas dispersas en el material en estado de solidificación da paso en el forjado a bandas paralelas, orientadas perpendicuiamfiente a la dirección de la carga aplicada en el proceso. Las probetas de ensayo se obtuvieron de forma que el esfuerzo de compresión se realizara perpendiculamiente a las bandas de austenlta. De esta forma, la defomiación se distribuye directamente entre ferrita y austenlta. La consecuencia es

Pág. 112

CAPITULO 8 Deformabllidad en caliente

que la austenita se deforma más que en el material de colada, incrementándose la tensión total de la aleación, tanto más cuanto mayor es la cantidad de austenita en la aleación. Además, la propia morfología del material forjado limita el mecanismo de deslizamiento entre los granos. El efecto es que el pico de tensión asociado a fenómenos de recristalización de la austenita está más acentuado en el material forjado.

300 -

250 -

(O 200 Q.

1000°C 40% Ferrita

- í I I I 1-

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 1.4 1.6 1.8 2.0

Defonnación (ln()(g / x))

Figura 8.6. Influencia de la morfología de las fases en la curva tensión - deformación.

2.7. EFECTO DE LAS IMPUREZAS

La presencia de impurezas en los aceros inoxidables dúplex, principalmente azufre y fósforo, ejerce una influencia muy negativa en la ductilidad en caliente de estos materiales. Estos elementos tienen una fuerte tendencia a segregarse en los bordes de grano e incluso pueden fomnar eutécticos de bajo punto de fusión, originando una fuerte descohesión entre los granos y aumentando, por tanto, la tendencia al agrietamiento en caliente, ya que las grietas siempre se inician y propagan a lo largo de los límites de grano.

Pág. 113


Para evitar problemas asociados a la presencia de impurezas, es necesario reducir su contenido a niveles muy bajos. De este modo [5] el problema de agrietamientos en caliente disminuye notablemente para contenidos de azufre inferiores a 40 ppm (con 250 ppm de P), y es eliminado totalmente si el porcentaje de azufre es menor de 10 ppm. La presencia de P no es tan perjudicial como la de azufre; de heclio, se utiliza la expresión S+0,1P como medida del contenido de impurezas [6]. Un mayor porcentaje de fenrita puede tener una influencia beneficiosa en este sentido, ya que la solubilidad de estos elementos en dicha fase es mayor que en la austenita, y su tendencia a segregarse disminuirá relativamente.

El oxígeno presenta un efecto más reducido en la pérdida de ductilidad en caliente. En la figura 8.7 [7] se puede apreciar que la influencia del oxígeno en la aparición de grietas es pequeña en comparación con la del azufre (el nivel de P en los materiales de la figura está en torno a las 200 ppm).

160

E S 100 o c o 0)

•a

I 50 "c o O

®

1

® ©

1 ' J -

^ sin grietas

\ ®

1 ' . 1

, .. , —

® 1 ® ',

® \

' 1 *

®

® \

longitud de la grieta (mm)

1

20 40 60 80 Contenido de azufre (ppm)

100

Figura 8.7. Efecto de las impurezas en la ductilidad en caliente de los dúplex.

Pág. 114


2.8. DISTRIBUCIÓN DE LAS DEFORMACIONES EN LAS FASES FERRITA Y AUSTENITA

Un requisito importante para garantizar un buen comportamiento en la laminación en caliente de los dúplex es que se produzcan fenómenos de ablandamiento en la fase dura austenita durante la defomriación. Como hemos mencionado con anterioridad, la recristalización de la austenita, que es el único proceso de ablandamiento que actúa en esta fase, se produce cuando la defomiación excede un valor crítico. Sin embargo, durante la deformación de un material dúplex, la defomiación tiende a estar concentrada en la ferrita, que es la fase más blanda (£„ > e ).

Por tanto, los resultados de los ensayos de ductilidad en caliente han de ser explicados teniendo en cuenta cómo afectan los parámetros del proceso de laminación y las características del material, a la transferencia de deformación a la austenita y a la capacidad de dicha fase para recristalizar.

Además de todos los factores que hemos comentado, que pueden incidir sobre la distribución de las deformaciones entre ambas fases, un factor más a considerar es la diferencia entre la resistencia a la defomiación de ambas fases, que habltualmente se expresa como un índice de transferencia de carga C=CTp fase dura / ap fase blanda • En la bibliografía [8,9] encontramos que existe una clara relación entre el índice C y la distribución de tensiones entre ambas fases: cuando la tensión de pico de la fase dura se aproxima a la de la blanda, es decir, C tiende a 1, la defonnación se reparte más homogéneamente entre las fases.

En consecuencia, la composición de la aleación tendrá una gran incidencia en dicho índice C, dado que los elementos de aleación, con sus respectivos coeficientes de reparto, implicarán un determinado endurecimiento en cada una de las fases. De este modo, en un dúplex 2205, el molibdeno, disuelto mayoritariamente en la ferrita, endurece esta fase con respecto a la austenita, y hace que el índice C sea más próximo a 1 que para un dúplex 2304, sin molibdeno. Por consiguiente, en el tipo con molibdeno, la distribución de las deformaciones será más homogénea y la ductilidad en caliente será mayor, especialmente a bajas velocidades de ensayo [10].

Pág. 115


3.- ENSAYOS Y RESULTADOS

Se realizaron ensayos de lanninabiliclaci y de ductilidad en caliente de las aleaciones fabricadas. Las temperaturas analizadas fueron 1000, 1100 y 1200°C.

En relación con las pruebas de iaminabilidad en caliente, la probeta se calienta hasta la temperatura de ensayo y se le aplica una carga de compresión reduciendo el espesor en la zona central de la probeta. En la figura 8.8 se muestra una probeta antes y después del ensayo. La reducción en el espesor aplicada es del 70% (desde 10 hasta 3 mm). Se evalúa la presencia o no de grietas en la superficie deformada. Además de la influencia de la temperatura, se analizó la influencia de la velocidad de defomnación, efectuándose ensayos a cada temperatura con tres velocidades distintas: 0.1 s"\ 1 s' y 10 s\ Las aleaciones ensayadas fueron las L-284, L-288 y L-286. En la tabla 8.1 se muestran los resultados obtenidos.

L-284 L-288 L-286

0.1 S" NO NO SI

ioo(yc 1s' SI SI SI

ios" SI SI SI

0.1 s" NO NO NO

1100°C 1s' NO NO SI

ios" SI SI SI

0.1 s" NO NO NO

1200°C 1s' NO NO NO

10 s' NO NO NO

Tabla 8.1. Ensayos de compresión plana. Presencia o no de grietas en la superficie deformada.

De la tabla 8.1 puede deducirse que los tres materiales presentan un buen comportamiento a 1200°C, con independencia de la velocidad de deformación. Sin embargo, a HOO^C aparecen grietas en los tres materiales con una velocidad de deformación de 10 s" e incluso en el L-286 con 1 s'\ A lOOO C en los tres materiales las grietas ya aparecen con una velocidad de 1 s"\ y para el L-286 también con 0.1 s' \ En consecuencia podemos deducir que la aleación estándar L-286 presenta un comportamiento inferior a los materiales bajo níquel ensayados. Los resultados obtenidos para las dos citadas aleaciones dúplex bajo níquel son equivalentes.

Pág. 116

CAPITULO 8 Defomtabilidad en caliente

¿Zí UL

Múá^^^^M^^M.

Fig. 8.8. Imagen de una probeta de compresión plana antes y después de la realización del ensayo, mostrando las grietas aparecidas durante la deformación.

Con respecto a los ensayos de ductilidad en caliente, la probeta se calienta a la temperatura de ensayo y se realiza la tracción a una velocidad de deformación de 5 s" \ En la figura 8.9 se muestra una probeta antes y después del ensayo. Se evalúa la fuerza necesaria para la rotura (F) así como la reducción de área producida (%R), lo que informa de la ductilidad del material. Las aleaciones ensayadas fueron las L-283, L-284, L-288 y L-286. En las tabla 8.2 a 8.5 se muestran los resultados obtenidos. Para cada temperatura y material se realizaron dos ensayos, calculando en cada ensayo el área de las dos superficies producidas tras la rotura. Dicha área se obtiene suponiendo que las superficies de rotura son elípticas y, por tanto, se miden el diámetro mayor y menor de la elipse, y se aplica la ecuación 8.1, en la cual A es el área de la superficie y a y /) ios diámetros mayor y menor de la supuesta elipse.

A - 7uab/4 (Ec. 8.1)

Antes de la realización de los ensayos se evaluó el diámetro inicial de las probetas y se determinó que era 9,90 mm. La reducción de área se puede calcular mediante la ecuación 8.2.

Ainicial (Ec.8.2)

Pág. 117


3-1000*1 3-1000 #2 3-1100 #1 3-1100 #2 3-1200 #1 3-1200*2

ai (mm) 6,80 6,58 5,24 5,42 1,32 1,38

bi (mm) 6,80 6,86 4,84 5,08 2,16 2,50

Al (mm^) 36,32 35,45 19,92 21,62 2,24 2,71

32 (mm) 6,64 6,68 4,98 5,26 1,30 1,52

b2 (mm) 6,94 6,94 5,18 5,30^ 2,38 2,72

A2 (mm') 36,19 36,41 20,26 21,90 2,43 3,25

Ameefía (mm')

36,09

20,92

2,66

%R

53,11

72,82

96,55

F (Kg) 1130 1097 728 741 430 470

Fmedia (Kg)

1114

734

450

Tabla 8.2. Valores de ductilidad en caliente del material L-283.

4-1000*1 4-1000*2 4-1100*1 4-1100*2 4-1200*1 4-1200*2

ai (mm) 5,66 5,82 3,20 3,02 1,14 1,62

bi (mm) 6,04 6,00 3,50 3,82 2,40 2,00

Al (mm') 26,85 27,43 8,80 9,06 2,15 2,54

32 (mm) 5,84 5,74 3,52 3,12 1,30 1,44

b2 (mm) 6,20 6,02 3,92 3,74 2,50 2,10

^'2 (mm') 28,44 27,14 10,84 9,16 2,55 2,38

Amedia (mm')

27,46

9,46

2,40

%R

64,33

87,70

96,88

F (Kg) 1176 1057 729 707 447 464

'medía

(K0

1116

718

456


8-1000*1 8-1000*2 8-1100*1 8-1100*2 8-1200*1 8-1200*2

ai (mm) 6,20 6,40 3,72 3,72j 1,66 1,33

bi (mm) 6,62 6,48 4,50 4,70 3,10 2,49

Al (mm') 32,24 32,57 13,15 13,73 4,04 2,60

32 (mm) 6,32 6,40 3,80 3,82 1,62 1,28

b2 (mm) 6,60 6,54 4,80 4,54 3,10 2,41

A2 (mm") 32,76 32,87 14,33 13,62 3,94 2,42

Amedia (mm')

32,61

13,71

3,25

%R

57,64

82,19

95,77

(^9) 1207 1212 776 771 470 416

Fmedia

1210

774

443


Pág. 118

CAPÍTULO 8 DeformabUidad en caliente

6 - 1000 #1 6 - 1000 #2 6 - 1100 #1 6 - 1100 #2 6-1200 #1 6-1200 4t2

ai (mm) 7,18 7,24 5,60 5,26 2,30 2,28

bi (mm) 7,30 7,84 6 60 5,60 3 5? 3,20

(mm^) 41,17 -J-í S6-29,03 23,13 6,36 5,73

32 (mm) 7,08 7,02 5,30 5,70 2,28 2,10

bz (mm) 7.64 7,90 6,10 5,90 3,50 3,16

A2 (mm^) 42,48 43,56 25,39 26,41 6,27 5,21

A/nedia (mm')

42,95

25,99

5,89

%R

44,21

66,24

92,35

F

1110 1129 726 721 486 431

Fmedia (Kg)

1114

724

458

Tabla 8.5. Vabms de ductilidad en caliente del material L-286.

Fíg. 8.9. Imagen de una probeta de ductilidad en caliente antes y después de la realización del ensayo.

En las figuras 8.10 y 8.11 se muestran los resultados obtenidos. Los valores de la tensión se han obtenido dividiendo F por el área inicial de la probeta.

Pág. 119

CAPITULO 8 D&formabUidad en caliente

180-,

160-

140-

S: 120-

•O 1 c o co c

60-

40 1000 1050 1100 1150

Temperatura ("C) 1200

Figura 8.10. Tensión de rotura en los ensayos de tracción a afta temperatura.

Se puede observar (figura 8.10) que las cargas de rotura son idénticas para los materiales L-283 y L-284 y el de referencia L-286. El L-288 presenta una carga ligeramente superior, aunque sólo a las temperaturas inferiores. Sin embargo, en lo que a la reducción de área se refiere (figura 8.11), el material de referencia L-286 presenta un comportamiento inferior al de los materiales bajo níquel, destacándose el excelente comportamiento del material L-284,

Pág. 120

CAPITULO 8 DeformabiUdad en caliente

100-1

9 0 -

8 0 -

m (1)

< T I (fí o: ?S

-7 0 -

6 0 -

5 0 -

4 0 '

1000 1050 1100 1150 1200

Temperatura (°C)

Figura 8.11. Reducción de área obtenida en los ensayos de tracción a alta temperatura.

BIBLIOGRAFÍA

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Pág. 122

CAPITULO 9 Resistena'a a la corrosión

CAPITULO 9

RESISTENCIA A LA CORROSIÓN

1.-INTRODUCCIÓN

Aunque los aceros inoxidables dúplex presentan unas propiedades mecánicas muy interesantes, es su comportamiento frente a la corrosión la característica más destacable de estas aleaciones [1,2,3]. El comportamiento de los dúplex en muchos ambientes con'osivos es equivalente o Incluso superior al de los inoxidables austeníticos con niveles de cromo y moiibdeno equivalentes [2]. En esta tesis se analizarán las dos formas de corrosión más importantes que afectan a los dúplex, la con^osión por picaduras o con^osión localizada y la corrosión bajo tensiones. La corrosión por picaduras es quizá la más perjudicial, ya que las pequeñas picaduras o pits pueden constituirse en focos de grietas de fatiga o de corrosión bajo tensiones. Como se comentó en el capítulo 4, los dúplex son prácticamente inmunes a la corrosión intergranular

Pág. 123

CAPITULO 9 Resistencia a la conosión


2.1. Corrosión por picaduras

La resistencia a la corrosión por picaduras en las aleaciones Fe-Cr-Ni es fuertemente dependiente de la composición química [2], y en particular, de los niveles de cromo, molibdeno y nitrógeno. El efecto de estos tres elementos se puede cuantificar de forma simple mediante el denominado índice PREN (Pitting Resistance Equivalent Numer). Este índice viene dado por la ec. 9.1

PREN = %Cr + 3,3VoMo +16%iV (Ec. 9.1)

El factor para el nitrógeno en la anterior ecuación es un número entre 10 y 30, según diferentes autores [2,4-8], aunque 16 es su valor más extendido [9-12]. Aunque el PREN tiene sus limitaciones, como se comentará más adelante, es una fierramienta sencilla y útil para estimar comparativamente la resistencia a la corrosión por picaduras de los inoxidables [13]. En la tabla 9.1 se muestra el índice PREN de una serie de inoxidables austeníticos y dúplex.

EN 1.4306 EN 1.4404 EN 1.4406 EN 1.4539 EN f .4529 EN 1.4362 EN 1.4462 EN 1.4410

Cr

18 17 17 20 20 23 22 25

Ni

10 11

11,5 25 25 4

5,5 7

Mo — 2

2,2 4,2 6,1 -3

3,5

N — -

0,12 —

0,20 0,10 0,16 0,25

PREN

18 23,6 26,2 33,9 43,3 24,6 34,5 40,6

Tabla 9.1. Composiciones e índices PREN de aceros inoxidables austenítk;os y dúplex.

De la tabla 9.1 se pueden extraer las siguientes observaciones: Los dúplex sin molibdeno (EN 1.4362) poseen un índice PREN equivalente al austenítico clásico EN 1.4404.

El PREN de los dúplex más comunes (EN 1.4462) es semejante incluso al del austenítico EN 1.4539.

Los dúplex más aleados presentan índices PREN superiores a 40, para lo cual en los austeníticos hay que recunir a aleaciones como la EN 1.4529.

Pág. 124

CAPITULO 9 Resistencia a la cormsión

Las elevadas resistencias mecánicas de los dúplex con respecto a los austeníticos hacen que, en las comparaciones anteriores, los dúplex sean potencialmente competitivos.

Aunque la ec.9.1 describe la influencia de cromo, molibdeno y nitrógeno, no considera el de que en los aceros inoxidables dúplex, debido a su microestructura bifásica, existe un reparto de los elementos entre una fase y otra [9,10]. La ferrita, enriquecida en elementos alfágenos, presentará un porcentaje mayor de cromo y molibdeno que la austenita. Por el contrario, la austenita estará enriquecida en nitrógeno. Es lógico deducir que ambas fases puedan presentar índices PREN diferentes, y, por tanto, una de las dos fases sería más débil frente al ataque conrosivo que la otra. La fase que presente el menor índice PREN será la que determine la resistencia a la corrosión por picaduras de la aleación.

Para contenidos de nitrógeno bajos (en tomo a 0.1%) la fase con el PREN más bajo sería la austenita, ya que sus niveles de cromo y molibdeno serían inferiores a los de la fenita y, aunque esté enriquecida en nitrógeno, sus niveles no serían muy diferentes de los de la ferrita. Sin embargo, dado que la solubilidad del nitrógeno es muy baja en la ferrita (está próxima al 0.06%) [14,15,16], los dúplex con altos niveles de nitrógeno (0.3%) presentarán un fuerte enriquecimiento de este elemento en la austenita, por lo que esta fase llega a superar a la femta en lo que a la resistencia a las picaduras se refiere. La temperatura de solubilización afecta a la proporción de fases existentes en la microestructura, y tamfcñén ai reparto de elementos entre una fase y otra, por lo que sería éste otro factor a considerar.

Hay que tiacer notar que el PREN no incluye el efecto beneficioso en determinadas condiciones de ciertos elementos como Cu y W [12]. El índice PREN tampoco considera el efecto perjudicial de elementos residuales, como el azufre o el fósforo [17], ni la presencia de precipitados de fases intermetálicas, que pueden disminuir drásticamente la resistencia [18]. Por tanto, la utilización de fónnulas como la del PREN debe hacerse con cautela.

En relación al comentario del pánafo anterior, la con-osión por picaduras tiene una estrecha relación con la presencia de ciertos constituyentes en la microestructura. La presencia de inclusiones de sulfuro de manganeso implica que éstas actúen como zonas de nucleación preferente de las picaduras [19-21]. En consecuencia, un alto nivel de estas inclusiones provoca una disminución de la resistencia a la con'osión por picaduras de la aleación. Los modernos dúplex se fabrican con bajos niveles de azufre - suele ser inferior al 0.0015% - por lo que el efecto de las inclusiones pierde importancia.

Pág. 125

CAPITULO 9 Resistencia a la corrosión

2.2. Corrosión bajo tensiones

La resistencia a la corrosión bajo tensiones (SCC Stress Con'osion Cracking) en presencia de cloruros de los aceros inoxidables dúplex es elevada, muy superior a la de los austeníticos [2]. Sin embargo, es casi imposible definir unos límites de seguridad para la aplicación de estos materiales, dado que existe un gran número de factores que afectan a este comportamiento: nivel de esfuerzos, estado de la superficie (rugosidad, arañazos, tensiones residuales...), condiciones del medio (concentración de cloruros, temperatura, pH...), microestructura del inoxidable (relación de fases ct/y, presencia de precipitados...), composición química, etc.

No obstante, mediante ensayos nomializados se ha podido establecer de forma comparativa el mejor comportamiento de los dúplex frente a los austeníticos. La figura 9.1 [2], muestra claramente la superioridad de los dúplex frente a los austeníticos estándar EN 1.4306 y 1.4404. De esta figura puede deducirse también que al aumentar el nivel de aleación de los dúplex mejora la resistencia a la SCC.

300

250

^ 2 0 0 ü O

3 150

2

i™ 50

No fisura

EN 14362

— EN EK

EN 14410 No fisura

1.4404

1.4306

.§¡^.4462

1E-4 1E-3 0,01

CI-{%)

0,1 10

Figura 9.1. Resistencia a la corrosión bajo tensiones. Ensayos realizados en soluciones acuosas neutras con cloruros.

Pég. 126


Ensayos realizados en MgCb a 154°C demostraron la superioridad de los dúplex frente e los austeníticos en lo que a esta propiedad se refiere: la tensión umbral para el dúplex 1.4462 se encuentra en torno al 50 % de su límite elástico, mientras que para el 1.4404 está en el 30% [22].

El buen comportamiento de los dúplex de cara a la SCC está en relación con una serie de factores[11,23,24,25]. Por un lado, su alta resistencia a la corrosión localizada, que en muchos casos inicia la SCC. Por otro lado, las superiores características mecánicas de la ferrita con respecto a la austenita, hacen que la defomnación tienda a producirse en esta última, sin embargo, si en el medio agresivo la ferrita se comporta anódicamente, el inicio de la SCC en la austenita se encuentra inhibido. Son precisas tensiones más elevadas para provocar que la defomnación plástica y el consiguiente inicio de la grieta puedan producirse en la ferrita. También se ha podido demostrar que un aumento en el porcentaje de ferrita en los dúplex produce una mejora en la resistencia a la SCC [26].

En medios que contienen simultáneamente HaS y cloruros, los dúplex presentan una mejor resistencia a la corrosión bajo tensiones que el austenítico EN 1.4404 pero inferior a la de los austeníticos de alta aleación [27].

3.- EVALUACIÓN DE LA RESISTENCIA A LA CORROSIÓN POR PICADURAS

Mediante la obtención de curvas de polarización potenciodinámica se han obtenido los potenciales de rotura (Ep) en una solución de 50 g/l de NaCI a SO C (cap.3 ap.4). La comparación de dichos potenciales de rotura permite evaluar el comportamiento a la corrosión por picaduras de los diferentes materiales. Se han utilizado unas condiciones muy agresivas debido a la alta resistencia a la corrosión por picaduras de estos materiales, que en condiciones estándar de ensayo no presentarían picaduras.

En la tabla 9.2 se muestran los resultados de los ensayos realizados a los materiales en estudio: las cinco aleaciones bajo níquel fabricadas y el dúplex clásico de referencia.

Pág. 127

CAPITULO 9 Re^stencia a la corrosión

L-283 L-284 L-285 L-286 L-287 L-288

PREN 37,2 36,7 34,3 34,6 36,7 39,2

Ep(mVvsSCE) 431 277 261 540 10

593

Tabla 9.2. Resultados de los ensayos de polarización e índices PREN (según la ecuación 9.1).

Si representamos gráficamente los potenciales de rotura obtenidos frente al PREN (figura 9.2) se puede apreciar que para los dúplex bajo níquel fabricados existe una buena correlación entre el valor del PREN y el potencial de rotura obtenido. Solamente el material L-287 (que se caracteriza, básicamente, por su elevado contenido en cobre) se aparta de la tendencia general. Del mismo modo, hay que destacar que el dúplex estándar (L-286), pese a presentar un menor PRE que los bajo níquel, tiene un mejor comportamiento respecto a la conrosión por picaduras. Una posible explicación a este fenómeno podría estar asociada a que el elevado contenido en manganeso de ios bajo níquel, junto con el nivel de azufre que presentan (0.002%), podría implicar una cierta tendencia a la formación de sulfures de manganeso, los cuales afectan negativamente a la resistencia a la conrosión por picaduras.

600-

500-

2-100-o w (0 300-

> > ¿•200-m

100-

0-

L-286

•

L-285 _ ^

L-283 ^ ^

• ^ ^ L-284

L-287 o

• • I • ' • • 1 —

L-288 •

' 1 '

PREN

Figura 9.2. Relación entre el PREN (Ec.9.1) y los potenciales de rotura obtenidos.

Pág. 128


4.- EVALUACIÓN DE LA RESISTENCIA A LA CORROSIÓN BAJO TENSIONES

De cara a conocer el comportamiento comparativo de los materiales dúplex experimentales con respecto a su resistencia a la corrosión bajo tensiones, se aplica la norma ASTM G36 "Evaluación de la resistencia a la corrosión bajo tensiones de metales y aleaciones en una solución a ebullición de cloruro magnésico". Se han analizado las cinco aleaciones bajo níquel fabricadas y el dúplex clásico como referencia.

La evaluación de las muestras se ha realizado a las 8, 11, 16 y 23 horas de ensayo. En las tablas 9.3 a 9.8 se muestran las longitudes de las grietas encontradas en cada una de las evaluaciones realizadas. Las tablas están construidas de forma que se pueda apreciar la evolución en las dimensiones de las grietas a lo largo del tiempo. Así, en la tabla para el material L-283 (tabla 9.3), podemos apreciar que en el borde A existían 4 grietas a las 8 horas de ensayo, cada una con sus respectivas longitudes (1, 2, 4 y 3 mm); estas grietas crecieron en longitud y a las 11 horas sus longitudes eran de 3,4, 7 y 4 mm respectivamente, y además apareció otra grieta de 3 mm.

BORDE

A B A B A B A B

GRIETAS (mm)

1

3 3 5 3 6 4

2 2 4 3 4 5 5 6

4 3 7 4 7 5 7 5

3

4 7 4 7 5 7

3

3 3 4 4

4 6 1

HORAS DE ENSAYO

8

11

16

23

Tabla 9.3. Evolución de las grietas a lo largo de los ensayos de SCC (L-283).

Pág. 129


BORDE

A B A B A B A B

GRIETAS (mm)

2 1 4 4 4 4 5

0.5 3

0.5 4 2 5

2 0.5 4 2 4

2

3

4

4 2

2

3

5

5 3

HORAS DE ENSAYO

8

11

16

23


BORDE

A B A B A B A B

GRIETAS (mm)

1

1 1.5 1.5

0.5

0.5 1

0.5

0.5

0.5

1

HORAS DE ENSAYO

8

11

16

23


BORDE

A B A B A B A B

GRIETAS (mm)

4 3 4 5

7.5

2

4 4 6 4 8 8

1 3.5 5 5 5 7 8

3

5

6 3 11

0.5

4

5

9

3

6

6

8

HORAS DE ENSAYO

8

11

16

23


Pág. 130


BORDE

A B A B A B A B

GRIETAS (mm)

5

6 5 7

4

5 4 6 5 8 9

0.5

3

4 3 10

2

3 4 3 5

3.5 6

4 7 5 7 8 10

7

7 6.5 10

4

HORAS DE ENSAYO

8

11

16

23

Tabla 9.7. Evolución de las grietas a lo largo efe los ensayos de SCC (L-287).

BORDE

A B A B A B A B

GRIETAS (mm)

2 1 3 4 5 7

2

4

3

3

3

5

HORAS DE ENSAYO

8

11

16

23


En las tablas 9.9 a 9.12 se muestra una comparativa del número de grietas y el tamaño medio de las mismas tras los cuatro periodos de tiempo evaluados.

L-283 L-284 L-.285 L-286 L-287 L-288

N° de Grietas 6 3 0 4 3 1

Tamaño Medio 2.5 2 0

1.6 2.2 3

Tabla 9.9. Número de grietas y tamaño medio tras 8 horas de ensayo.

Pág. 131


L-283 1-284 L-285 L-286 L-287 L-288

N" de Grietas 9 7 3 7 9 3

Tamaño Medio 4.2 2.4 0.7 4.2 4.7 2


L-283 L'284 L-285 L-286 L-287 L-288

N° de Grietas 10 8 3 10 9 4

Tamaño Medio 4.6 3.3 0.7 4.7 5.3 3

Tabla 9.11. Número de grietas y tamaño medio tras 16 floras de ensayo.

L-283 L-284 L-285 L-286 L-287 L-288

N° de Grietas 13 8 5 11 13 4

Tamaño Medio 4.9 3.9 1.1 7.3 6.9 5.2


Para comparar los resultados obtenidos en los diferentes materiales, se ha utilizado una serie de criterios:

A) Longitud total de grietas

Se han sumado las longitudes de las grietas en cada una de las evaluaciones. En la figura 9.3 se comparan dichas longitudes a lo largo del tiempo. Puede observarse que

Pág. 132


el material L-285 es el que presenta una menor longitud de grietas en todas las evaluaciones: es el que presenta menos grietas (como se podrá apreciar en el apartado B) y las longitudes de las mismas son más cortas. Los materiales L-287, L-286 y L-283 son los que presentan una mayor longitud total de grietas, y, además, las diferencias se acentúan a fo largo del tiempo de ensayo. Por tanto, una clasificadón de los materiales atendiendo a este criterio seria la siguiente: (de peor a mejor comportamiento) (si dos materiales se encuentran separados por un guión esto indica que la diferencia en comportamiento es muy pequeña)

287 - 286 - 283 284 288 285

c o

9 5 -90-85-80-75-70-6 5 -60-55-50-45-40-35-30-25-2 0 -15-10-5 -0 -

10 15

Tiempo 20

"~1 25

Figura 9.3. Evolución de la longitud total de las grietas en cada material.

B) Número de grietas

En la figura 9.4 puede apreciarse que los materiales L-285 y L-288 son los que presentan un menor número de grietas en todas las evaluaciones realizadas. Una clasificación de los materiales puede ser la siguiente:

283 -287 286 284 285 - 288

Pág. 133


(A

14-1

12-

10-

S-

6 -

4 -

2 -

0 -

—1— 10 12

-" 1—

14 18 20

Tiempo

Figura 9.4. Evolución del número de grietas en cada material.

22 24

C) Tamaño medio de las grietas

De nuevo, el L-285 es e! que presenta un mejor comportamiento atendiendo a este criterio, mientras que e! L-286 y el L-287 tienen peores características. De este modo:

286 - 287 283 288 284 285

Pág. 134


E • a *•• O) c o

8,0-, 7.5-7,0-6,5-6,0-5,5-5,0-4,5-4,0-3,5-3,0-2,5-2,0-1,5-1,0-0,5-0,0-

— H _

—•— — A -

- • • -

1

+.

^

k.

L-283

L-284

L-285

L-286

L-287

L-288

. . . . - •

" —r-10 12 14

—r-16 18

—r-20

— I — 22 24

Tiempo

Figura 9.6. Evolución de la longitud media de las gríetas en cada material

O) Distribución de tamaños

Se realiza el análisis para los datos obtenidos en la última evaluación. En la figura 9.6 se ha representado el número de grietas que presenta cada material que tienen un determinado tamaño, y se ha trazado una curva gaussiana para expresar la distribución de tamaños. Encontramos que el material L-286 es el que tiene la media de la distribución para una longitud de grieta más elevada. En el L-287 ta medía es ligeramente inferior, pero presenta una gran variabilidad en las longitudes de grieta. Atendiendo a la figura, una clasificación de los materiales puede ser la siguiente:

286 - 287 283 288 284 285

Pág. 135


10-1

•4—>

O)

CD 0)

o

4 5 5 7

Tamaño

Figura 9.6. Distribución de tamaños de grieta en cada material tras 23 tioras de ensayo.

E) Velocidad de propagación

Se estudia cada grieta individualmente y se evalúa su velocidad de crecimiento. En la tabla 9.13 se muestra la velocidad de crecimiento media calculada para cada material. Podemos realizar la siguiente clasificación:

286 287 288 - 283 - 284 285

L-283 L-284 L-285 L-286 L'287 L-288

Velocidad de crecimiento (mm/h) 0.16 0.17 0.03 0.39 0.28 0.22

Tabla 9.13. Velocidad de crecimiento de las grietas en cada material.

Pág. 136


F) Grietas en la primera evaluación

Puede dar información respecto a cuales son los materiales en los que aparecen grietas en un menor tiempo. A continuación se muestra una posible clasificación de los materiales:

283 287 - 286 284 - 288 285

L-283 L-284 L-285 L-286 L-287 L-288

Grietas (mm) 1 , 2 , 4 , 3 , 2 , 3

2 , 2 , 2 —

2 , 1 , 3 , 0.5 4 , 2 , 0.5

3

Tabla 9.14. Grietas presentes en cada material en la primera evaluación.

A continuación se comparan los materiales mediante todos los criterios empleados. En cada línea aparece las lista de ios materiales colocados de peor a mejor comportamiento. Si dos materiales se encuentran separados por un guión esto indica que la diferencia en comportamiento es muy pequeña.

A) Longitud total de grietas B) Número de grietas C) Tamaño medio de las grietas D) Distribución de tamaños E) Velocidad de propagación F) Grietas en la primera evaluación

287 -283 -286 -286 -286 283

286 -287 287 287 287 287 -

283 286 283 283 288 -286

284 284 288 288 283 -284 -

288 285 -284 284 284 288

285 288 285 285 285 285

Atendiendo a todos estos criterios, podemos realizar una clasificación de los materiales con respecto a la SCC: (de peor a mejor comportamiento)

286 - 287 283 288 - 284 285

Como conclusión más destacable encontramos que el material estándar (L-286) presenta un peor comportamiento que los bajo níquel: solamente el material L-287 tiene

Pág. 137


unos resultados simtfares. El L-285 tiene características claramente superiores al resto. Los materiales L-284, L-288 y L-283 presentan un comportamiento intermedio.

En las figuras 9.7 a 9.10 se muestran imágenes de algunas de las observaciones realizadas al microscopio óptico de las probetas de corrosión bajo tensiones.

Fig. 9.7. Imagen de una de las fisuras producidas en los ensayos de con-osión bajo tensiones.

Pág. 138


Figuras 9.8. Observaciones de las fisuras por corrosión bajo tensiones (L-287)

Pág. 139


^:

20 jun H ^

Figuras 9.9. Observaciones de las fisuras por corrosión bajo tensiones (L~284)

Pág. 140


Figuras 9.10. Observaciones de las físuras por corrosión bajo tensiones (L-286)

Pág. 141


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Pág. 143

Vol.11

CAPITUL010 Diagramas Temperatura - Tiempo - Transformación (300-1000''C)

CAPITULO 10

DIAGRAMAS TEMPERATURA - TIEMPO TRANSFORMACIÓN (300-1 OOO 'C)


Los aceros inoxidables dúplex, en función de su composición química, pueden experimentar importantes cambios en su microestructura al ser sometidos a tratamientos térmicos, tanto isotérmicos como anisotérmicos [1,2,3]. La mayoría de estas transformaciones ocurren en la fase fenita, debido principalmente al tiecho de que las velocidades de difusión de los diferentes elementos de aleación en esta fase son del orden de 100 veces más rápidos que los correspondientes valores en la austenita [2]. Además, dado que la fenita se encuentra enriquecida en cromo y moiibdeno, elementos que promueven la formación de compuestos intennetálicos, dicha transformación se ve aún más favorecida [4,5].

Los compuestos intermetálicos que pueden originarse durante los tratamientos témnicos, tales como la fase sigma, carburos, nitruros, a', etc., ejercen una notable influencia tanto sobre las propiedades mecánicas como sobre la resistencia a la corrosión [6,7,8]. En la mayoría de los casos, dicha influencia suele ser perjudicial,

Pág. 144

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura- Tiempo- Transformación (300-l000°C)

dado que implican la fragilización del materíai así como una disminución en la resistencia a la corrosión. En consecuencia, los diagramas Temperatura - Tiempo -Transfonnación (diagramas TTT) se convierten en una herramienta muy útil a la liora de juzgar la mayor o menor tendencia de un dúplex a la aparición de compuestos intermetálicos.

En la figura 10.1 [2] se puede observar el aspecto característico de los diagramas TTT para ios dúplex clásicos. Para cualquiera de las aleaciones dúplex encontramos que el diagrama puede dividirse en dos zonas: una zona a temperaturas relativamente bajas (entre 300 y 600°C) y otra zona para temperaturas más elevadas (entre 600 y 1050°C). Por encima de 1050°C encontramos un campo de temperaturas en el que coexisten, únicamente, austenlta y ferrita. En general estos diagramas son conservativos, dado que muestran el tiempo necesario para que aparezcan los precipitados, lo que no implica que las propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión comiencen a verse afectadas.

1000

800

600

400

200

S 1.4362 H1M62 U I-'WIO

1830

1470

1110

750

390

10 100 1000 10000 (Scc.) TIME - 1 — 10 100 ( H r )

Figura 10.1. Diagrama TTT para algunos dúplex clásicos.

La composición química de las aleaciones dúplex es un factor determinante en la susceptibilidad a la precipitación de compuestos intermetálicos [9,10]. La composición determina el tiempo necesario para que una transformación se produzca, así como la magnitud de la misma. Las morfologías que presentan los diferentes precipitados son equivalentes para todos los inoxidables dúplex, aunque sí presentan pequeñas diferencias composicionales de una aleación a otra. Las transformaciones que

Pág. 145

CAPITUL010 Diagramas Temperatura- Tiempo- Transformación (300-100<yC)

ocurren por debajo y por encima de 600°C son muy diferentes, como se verá más adelante, sin embargo la naturaleza de las mismas es independiente de la composición química.

1.1. Transformaciones entre 600 y 1050°C

En este rango de temperaturas las transformaciones ocurren de fomna relativamente rápida, por lo que se pueden producir incluso durante la etapa de enfriamiento en una soldadura o en el enfriamiento posterior a un tratamiento de recocido. Es por ello de vital importancia conocer la susceptibilidad de estas aleaciones a la transfonnación.

Dado que al aumentar el nivel de aleación, especialmente en cromo y molibdeno, la tendencia a la precipitación se ve favorecida, los superdúplex son los que van a presentar una mayor susceptibilidad a la aparición de intemietáiicos. En cualquier caso, esta susceptibilidad elevada es del mismo orden de la que presentan algunos superausteníticos y superferríticos [11,12,13]. Para estos dúplex es preciso tomar especiales precauciones durante los tratamientos térmicos, así como realizar el recocido a temperaturas superiores a 1050°C [2].

En segundo lugar en cuanto a transformabilidad a este rango de temperaturas encontramos al 2205, aleaciones en las cuales el intervalo de temperaturas en el que pueden aparecer compuestos intermetálicos se extiende hasta 1000°C, por lo que el su recocido deberá realizarse a temperaturas superiores a ésta.

El tipo 2304 es el más estable ya que precisa tiempos entre 10 y 20 horas a temperatura para que se produzca la precipitación. Este hecho es consecuencia de la ausencia de molibdeno en su composición. El rango de temperaturas en el que experimenta transformaciones desciende además hasta los 900°C.

En cualquiera de los casos, y con independencia del tipo de precipitados formados, un tratamiento de recocido de corta duración (varios minutos) es suficiente para disolverlos y recuperar la mlcroestructura dual austenita-ferrita. Este tipo de tratamientos es necesario para aquellas soldaduras en las que, por la composición química del material base y/o por la velocidad de enfriamiento, se sospeche la presencia de intemietálicos [14].

Pág. 146

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura - Tiempo - Transfoimación (300-iOQff'C)

1.2. Transformaciones entre 300 y 600°C

Para este rango de temperaturas las transformaciones ocurren más lentamente, y son necesarios tiempos de varias horas, en la mayoría de ios casos, para que los precipitados provoquen una modificación clara en el comportamiento de los materiales. De nuevo las aleaciones del tipo 2304 van a ser las menos susceptibles a la transformación, mientras que los 2507 presentaran ios menores tiempos de incubación así como los intervalos de temperatura más amplios [2].

1.3. Características de los precipitados

En la tabla 10.1 se muestran algunas características de los precipitados que pueden encontrarse en los inoxidables dúplex. A continuación se iiace una descripción de cada uno de ellos.

Fase a

n Carburos Nítruros NHruro TC

X R £

a' G

Fórmula Fe-Cr-Mo

_ M23CeyM7C3^

Cr2NyCrN FejMoisN^

Fe3eCriJ\/IOio Fe2Mo

Rico en Cu --

%Cr 30 ~ 58 72 35 25 25 — 65 25

%NÍ 4 —

2.5 6 3 3 6 —

2.5 25

YMo 7 ~ 12 15 34 14 35 -13 4

Rango de Temp. (°C) 650-1000 600-900

650-1050 700-950 550-600 700-900 550-700

-500 300-550 300-400

Tabla 10.1. Características generales de ¡os precipitados de ios aceros inoxidables dúplex [5].

1.3.1. Fase o

La fase a es uno de los compuestos intermetálicos más típicos de los aceros inoxidables dúplex y destaca por su efecto particularmente perjudicial sobre las propiedades mecánicas de estas aleaciones, especialmente la tenacidad, así como sobre la resistencia a la corrosión [1,10,15]. La composición química típica de este compuesto se encuentra en torno a Fe-30Cr-4Ni-(4 a 7)Mo. Presenta una estructura tetraédrica con a « 0.88 nm y c « 0.45 nm [16].

Pág. 147

CAPITUL010 Diagramas Temperatura - Tiempo - Transformador] (300-100(yC)

Esta fase se forma en el rango de temperaturas comprendido entre 650 y 1000°C, presentando alrededor de 900°C la mayor velocidad de precipitación. Su nucleación se Inicia preferentemente en las Interfases austenita-ferrita y a continuación en los límites de sulDgrano ferrita-ferrita. La presencia de carburos o de ya hace que la fase a tienda a originarse en los límites de estos compuestos, creciendo hacia el interior de la ferrita, pudiéndose originar una especie de eutectoide (s-j2 o un agregado sigma-ferrita [17,18].

La forniación de fase a se ve favorecida ai aumentar el contenido de cromo, molibdeno, silicio y manganeso [19]. Además, el níquel acelera también la precipitación de la fase <?, si bien reduce la cantidad de fase a fomiada. El efecto del níquel parece deberse a que este elemento induce la formación de austenita, por lo que hace que el resto de elementos promotores de fase a tiendan a concentrarse e la ferrita [20].

Otros factores que influyen en la velocidad de precipitación de la fase a son la deformación plástica y la tennperatura de recocido. Un 10% de defonnación plástica disminuye el tiempo requerido para la aparición de fase a en un orden de magnitud [21]. Por otro lado, al aumentar la temperatura de recocido, aumenta el porcentaje de fen-ita, por lo que se reduce la concentración de los elementos fomiadores de sigma, y se retarda su aparición [15,21].

La morfología de la fase a depende de la temperatura a la que ocurra su precipitación. Cuando la temperatura es baja, suele presentarse en fomia de láminas finas que forman junto a 72 un constituyente eutectoide. Para temperaturas más elevadas la proporción de a crece con respecto a 72, debido a la mayor velocidad de difusión de los elementos de aleación, que compensan rápidamente las variaciones en composición producidas por la fonnación de fase <j. A temperaturas aún más altas, la transformación de fenita en sigma sucede sin que se produzca la precipitación simultánea de 72 [17,19,22,23].

1.3.2. Fase 72

Cuando se realiza un recocido a altas temperaturas, próximas o incluso incluidas en el dominio monofásico de ferrita, tras el enfriamiento la ferrita se encuentra enriquecida en elementos gammágenos. Un posterior calentamiento a temperaturas comprendidas entre 600 y 900°C produce ia transformación de la ferrita en austenita. Esta nueva austenita formada se denomina austenita secundaria o 72 [21,24].

Pág. 148

CAPITUL010 Diagramas Temperatura - Tiempo - Transformación (SOO-IOOO'C)

La austenita secundaria puede precipitar de forma relativamente rápida por diferentes mecanismos, dependiendo de la temperatura:

Por debajo de 650°C, yz tiene una composición similar a la de la ferrita de la cual procede. Se trata de una transformación sin difusión, con características similares a las de la formación de martensita [25].

Entre 650 y 800°C, temperaturas a las cuales la difusión es más rápida, ocurre la formación de austenita Widmanstátten, con difusión de Ni hacia Y2 [25].

Entre 700 y 900°C se forma el eutectoide cr-ya , enriqueciéndose ya en Ni y cj en cromo y molibdeno [15].

1.3.3. Carburos M23C6 y M7C3

Los primeros inoxidables se caracterizaban por presentar unos bajos contenidos de nitrógeno y, por el contrario, un porcentaje de carbono relativamente elevado (superior al 0.030%). Este alto carbono implicaba que estos materiales fueran susceptibles a la precipitación de carburos con el consiguiente riesgo de corrosión intergranuiar [26].

En la actualidad, tos bajos niveles de carbono, incluso inferiores al 0.020%, han hecho que los carburos difícilmente aparezcan [3]. En cualquier caso, los carburos pueden ser de dos tipos, M7C3 y M23C6. Los primeros se forman a temperaturas entre 950 y 1050°C, en las intercaras ferrita-austenita [1,27]. Los segundos lo hacen entre 650 y 950°C, además de en las intercaras ferrita-austenita, en los límites ferrita -fenita y austenita - austenita, y, en menor medida, en el interior de los granos de fen'ita y de austenita [22].

1.3.4. Nitruros CraN, CrN y n

Los altos niveles de nitrógeno empleados en la actualidad en los inoxidables dúplex hacen que le tendencia a la formación de nitruros haya aumentado considerablemente [28].

Pág. 149

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura ~ Tiempo - Transformación (300-1OWC)

En la aparición de nitruros juega un papel fundamental la temperatura a la que se realice el tratamiento de recocido. Cuanto más alta sea dicha temperatura, mayor será la solubilidad del nitrógeno en la ferrita, por lo que la cantidad de nitrógeno presente en la fen-ita a esa temperatura es más elevada [29]. Al enfriar, la solubilidad disminuye, quedando la fenrita sobresaturada en nitrógeno [30]. En consecuencia, durante el enfriamiento o en un tratamiento térmico posterior, la aleación tendrá una determinada susceptibilidad a la predpitación de nitruros.

Los nitruros del tipo CraN se forman a temperaturas entre 700 y QSO^C. Normalmente lo hacen en los límites femta-femta [5]. Su precipitación suele preceder a la aparición de otras fases como la a, x. R. etc. [2,31]. Los otros tipos de nitruros, CrN y n, se ha encontrado en soldaduras de dúplex, en la zona afectada por la temperatura [8,31,32].

Cualquiera de los tipos de nitruros mencionados ejerce efectos perjudiciales de cara a la resistencia a la corrosión y a la tenacidad [2,8].

1.3.5. Fase%

La fase chi se forma en el mismo rango de temperaturas que la fase sigma, entre 700 y GOO C aproximadamente, aunque en mucha menor proporción que ésta [8]. En general la fase chi se forma e las intercaras ferrita-austenita, creciendo hacia el interior de la ferrita [5]. Presenta un contenido elevado de molibdeno, entre el 14 y el 20%, lo que indica que los dúplex con un elevado contenido en este elemento presentarán una mayor tendencia a la precipitación de esta fase[15,33].

Su efecto sobre las propiedades mecánicas y la resistencia a la corrosión es muy similar al de la fase sigma. De hecho, dado que a menudo coexisten ambas fases, es difícil estudiar sus efectos por separado [15].

1.3.6. FaseR

La fase R o fase de Laves, precipita en pequeñas cantidades y tras varias horas de exposición a temperaturas entre los 550 y los 700°C [28]. Precipita tanto ínter como intragranularmente, y ejerce, como ocurre en el resto de precipitados, un efecto negativo de cara a la tenacidad y a la resistencia a ia corrosión [32]. Es un intermetálico rico en molibdeno con una composición aproximada de 31 Fe-25Cr-6Ni-34MO-4SÍ [32].

Pág. 150

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura- Tiempo - Transformación (300-1000°C)

1.3.7. Fase s

La fase s rica en cobre puede encontrarse en aleaciones dúplex con alto contenido en cobre [2,34]. Para tales niveles de cobre, la sobresaturación de la ferrita en este elemento, debido a la disminución de la solubilidad al descender la temperatura, implica la precipitación de partículas muy finas de la fase s rica en cobre [34]. La precipitación se produce tras exposiciones prolongadas, de más de 100 horas, a temperaturas en torno a SOOC [2].

1.3.8. Fase a'

La fase a' se forma a temperaturas comprendidas entre 300 y 550°C, y es la principal causa del endurecimiento y la fragilización que se produce por estancias prolongadas en este intervalo de temperaturas[35,36]. La formación de a' es consecuencia del bucle de miscibilidad que presenta el sistema Fe-Cr, que implica que la ferrita sufra una descomposición espinodal originando zonas alternadas empobrecidas y enriquecidas en cromo, denominadas fase a rica en hierro y fase a' rica en cromo, respectivamente [37].

1.3.9. FaseG

La fase G precipita entre 300 y 400°C tras varías horas de exposición [38]. Es un compuesto rico en molibdeno, níquel y silicio, que nuclea en las intercaras a-a', por lo que se considera que está estrechamente asociado a la descomposición espinodal de la ferrita. Su efecto sobre las propiedades de los dúplex aún no ha sido clarificado, aunque se supone que contribuye a la fragilización en este intervalo de temperaturas [39].

2.- ENSAYOS REALIZADOS

Para estudiar la susceptibilidad de los materiales fabricados a la precipitación de compuestos intemnetálicos, se han realizado tratamientos isotérmicos a temperaturas comprendidas entre 300°C y 1000°C (350, 450, 650, 750, 850, 950 y 1000°C), con unos tiempos de permanencia entre 3 minutos y 8 horas (3, 5, 15 y 30 minutos y 1, 3 y 8 horas). Para evaluar la posible precipitación en el rango 300-500°C se realizaron

Pág. 151

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura- Tiempo - Transformación (300-100(yC)

medidas de dureza: los intermetálicos torneados a estas temperaturas no son visibles al microscopio óptico y es muy complicada su observación en M.E.B. , sin embargo, SU presencia se traduce en un claro aumento en la dureza del material. En cuanto al rango de temperaturas entre 600-1OOCC, la evaluación se realizó mediante microscopía, tanto óptica como electrónica, y medidas magnéticas: los intermetálicos son productos de transformación principalmente de la ferrita, por lo que su formación resulta en una disminución en el porcentaje de femta, y, en consecuencia, en la medida del ferritoscopio.

Los ensayos realizados a los seis materiales en estudio se pueden esquematizar en la tabla 10.2.

3 minutos 5 minutos 15 minutos 30 minutos 1 hora 2 horas 3 horas 8 horas

SSff'C

X X

45(yc

X X X X

B50°C

X

X

750°C

X X X X

850°C X X X X X

X

950''C

X X X X

ioo(yc

X

Tabla 10.2. Tratamientos térmicos realizados.

3.- RESULTADOS OBTENIDOS

En las tablas 10.3 a 10.9 se presentan los porcentajes de fases medidos tras cada uno de los tratamientos a temperaturas entre 600-1000°C, así como los valores de dureza tras los tratamientos en el rango 300-500°C.

Pág. 152

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura- Tiempo- Transformación (300-1000°C)

L-283 L-284 L-285 L-286 L-287 L-288

Inicial 42.0 45.7 44.9 39.7 44.6 45.0

30 minutos 37.1 41.8 40.3 32.6 40.5 37.1

Tabla 10.3. Porcentajes de ferrita tras los tratamientos térmicos a 100CPC.

L-283 L-284 L-285 L-286 L-287 L-288

Inicial 42.0 45.7 44.9 39.7 44.6 45.0

5 minutos 34.0 37.4 38.3 31.9 36.4 38.7

15 minutos 30.6 37.3 39.6 29.8 37.2 24.0

30 minutos 21.6 35.0 39.2 25.6 33.6 12.4

1 hora 13.4 17.4 39.2 16.9 21.3 7.4

Tabla 10.4. Porcentajes de ferrita tras tos tratamientos térmicos a 950°C.

L-283 L-284 L-285 L-286 L-287 L-288

Inicial 42.0 45.7 44.9 39.7 44.6 45.0

3 minutos 37.1 37.9 37.6 35.4 38.5 39.3

5 minutos 36.6 37.4 37.1 34.6 36.9 35.7

15 minutos 31.8 33.4 34.1 27.5 34.4 30.2

30 minutos 28.6 32.6 34.1 20.0 29.9 13.4

1 hora 18.1 29.7 32.0 10.5 19.6 2.1

3 horas 3.1 6.6 30.2 4.9 3.2 0.1

Tabla 10.5. Porcentajes de ferrita tras los tratamientos térmicos a 850°C.

L-283 L-284 L-28S L-286 L-287 L-288

Inicial 42.0 45.7 44.9 39.7 44.6 45.0

5 minutos 39.1 42.1 39.4 33.6 41.2 43.3

15 minutos 36.2 37.8 37.9 33.2 37.7 39.0

30 minutos 36.0 37.0 37.4 33.0 35.4 35.3

1 hora 29.6 32.0 33.4 32.0 32.6 31.6

Tabla 10.6. Porcentajes de ferrita tras bs tratamientos térmicos a 750°C.

Pág. 153

CAPITUL010 Diagramas Temperatura- Tiempo- Transformación (30Q-10WC)

L-283 L-284 L-285 L-286 L.287 L'288

Inicial 42.0 45.7 44.9 39.7 44.6 45.0

30 minutos 40.0 40.4 42.0 36.7 41.0 42.9

3 horas 36.6 36.7 37.0 34.9 37.7 37.7

Tabla 10.7. Porcentajes de ferrita tms tos tratamientos térmicos a 650°C.

L-283 L-284 L-285 L-286 L-287 L-288

Inicial 267 280 289 270 311 280

1 hora — — — — —

284

2 horas 276 272 271 270 307 339

3 horas 303 340 282 269 345 321

8 horas 373 362 394 378 374 400

Tabla 10.8. Dureza (HV10) tras los tratamientos térmicos a 450°C.

L-283 L-284 L-285 L-286 L-287 L-288

Inicial 267 280 289 270 311 280

2 horas 261 259 250 242 283 262

3 horas 306 308 308 295 328 326

Tabla 10.9. Dureza (HVIO) tras los tratamientos térmicos a 350°C.

A continuación se muestran imágenes de las microestructuras observadas en ios materiales. Las figuras 10.2 a 10.17 muestran imágenes obtenidas mediante el microscopio óptico, mientras que las figuras 10.18 a 10.21 se trata de imágenes obtenidas mediante el FESEM.

Pág.154

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura - Tiempo - Transformación (300-1000°C)

L-283 L-284

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L-286

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L.2a7 /--2S8

Figuras 10.2. Estructura de los materiales tras laminación en frío y recocido. 20nm

Pág. 155


L-283 L'284 L-285

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L-286 L-287 L'288 Figuras 10.3. Estructura de los materiales tras tratamiento a 1000°C 30 minutos.

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Pág. 156

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura- Tiempo- Transformación (300-1 OOO^C)

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L-283 L-284 L-28S

L-286 L-287 L-288 Figuras 10.4. Estructura de los materiales tras tratamiento a 950°C 5 minutos.

20 nm

Pág. 157

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura - Tiempo - Transformación (300-1000''C)

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L-283 L-284 L-285

L-286 L-2S7 L-288 Figuras 10.5. Estructura de los materiales tras tratamiento a 950°C 15 minutos.

^ 20 nm ^

Pág. 158


L-286

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L.285

L-2S7 Figuras 10.6. Estructura de los materiales tras tratamiento a 950°C 1 hora.

L-288 HÍ^HLH

Pág. 159

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura- Tiempo- Transformación (300-100O°C)

L-283

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L-284 L'285

L-28Q L-287 L'288 Figuras 10.7. Estructura de los materiales tras tratamiento a d50°C 3 minutos.

20 nm

Pág. 160

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura- Tiempo- Transformación (300-1000°C}

L-283 L-284 L-285

L-286 L-287 L-288 Figuras 10.8. Estructura de los materiales tras tratamiento a 850°C 5 minutos. i_iteiH

Pág. 161


L-283

^••-,^X::

L-286 /--2S7 L-2S8 Figuras 10.9. Estructura de los materiales tras tratamiento a 850°C 15 minutos.

20 nm

Pág. 162


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L-286 £.-287 Figuras 10.10. Estructura de tos materiales tras tratamiento a 850°C 30 minutos.

I 20nm ,

Pág. 163

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura- Tiempo- Transformación (300-100(^0)

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L-286

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L-2ff7 Figuras 10.11. Estructura de los materiales tras tratamiento a 850°C 1 hora. 20 ^m

Pág. 164


L-286 L-287 L'288

Figuras 10.12. Estructura de los materiales tras tratamiento a 850°C 3 horas. I 2QP" I

Pág. 165


L-283 L-284

^ ^ ^ . ^ ^ • ^ ^ W l

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L-286 Í.-287 Figuras 10.13. Estructura de los materiales tras tratamiento a 750°C 5 minutos.

L-288 20 p.m

Pág. 166


L-286 1-287 Figuras 10.14. Estructura de los materiales tras tratamiento a 750^C 15 minutos.

L-288 20 um H-füüHÍ-í

Pág. 167

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura- Tiempo- Transformación (300-1000''C)

L-28e L-287 Figuras 10.15. Estructura de ¡os materiales tras tratamiento a 750°C 30 minutos.

L'288 20 nm

Pág. 168


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L-286 /.-iSZ Figuras 10.16. Estructura de los materiales tras tratamiento a 750°C 1 hora.

L-288 I 20 tm ^

Pág. 169

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura- Tiempo- Transformación (300-1000°C}

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L-283 L-284 L-285

L'286 L'287 Figuras 10.17. Estructura de los materiales tras tratamiento a 650°C 3 horas. I ^Qp"^ I

Pág. 170

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura - Tiempo - Transformación (30O-100O°C)

Figuras 10.18. Estructura de los materiales tras laminación en frío y recocido.

3.171


4

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Figuras 10.19. Estructura de los materiales tras tratamiento a 850°C 5 minutos.

Pág.172

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura - Tiempo- Transformación (300-100(yc)

Figuras 10.20. Estructura de los materiales tras tratamiento a 75CPC15 minutos.

Pág. 173


Figuras 10.21. Estructura del material L-284 tras diferentes tratamientos.

Pág. 174

CAPITULO 10 Diagramas Temperatura- Tiempo- Transformación (SOO-IOOCC)

En la figura 10.22 se muestran los diagramas TTT obtenidos para los diferentes materiales. En el rango de temperaturas superior, las curvas indican los tiempos que producen un descenso en el porcentaje de fases magnéticas del 20% sobre el contenido inicial. En el rango inferior aparece el tiempo necesario para que se produzca un aumento en la dureza de más del 10%. En dicha figura se puede apreciar el efecto de! contenido en Cr en la precipitación de intermetálicos: el material L-288 (24% Cr) es el que presenta una mayor tendencia a la precipitación, mientras que el L-285 (20% Cr) es el de menor susceptibilidad. El resto de materiales (22% Cr) tienen un comportamiento intermedio. Con respecto a las diferencias entre los bajo níquel y el estándar, puede deducirse un mejor comportamiento del estándar a bajas temperaturas, sin embargo, a mayores temperaturas, la precipitación se acelera en el materia) clásico.

950 -

900 -

850 -

800 -

750 -

5-700 '-

-650 (O

^ 600

•^ 550

g .500

I 450 -^ 400 -

350 300 [•

250

L-283

L-284

L-285

L-286

L-287

L-28B

10 100 1000

Tiempo (minutos)

Figura 10.22. Diagrama TTT de tos materiales en estudio.

La observación y análisis en M.E.B. de las microestrucíuras resultantes en tos tratamientos isotérmicos de corta duración indica que, en los materiales bajo níquel, aparecen rápidamente nitruros y fase o, mientras que el material clásico no presenta fase a, aunque sí nitruros para los mismos tiempos de tratamiento.

Pág. 175

CAPITUL010 Diagramas Temperatura - Tiempo - Transformación (300-1000°C)

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Pág. 178

CAPITULO 11 Propiedades mecánicas

CAPITULO 11

PROPIEDADES MECÁNICAS


Una de las características más destacables de los aceros inoxidables dúplex es, junto a un buen comportamiento frente a la corrosión, su elevada resistencia mecánica [1,2,3,4] (tabla 11.1). Con respecto a ios aceros inoxidables austeníticos, el límite elástico de los dúplex se sitúa entorno al doble, mientras que la resistencia a la tracción es un 30% más elevada. Con relación a los ferríticos, las propiedades de tracción son significativamente más elevadas en los dúplex.

Pág. 179


Aleación

EN 1.4306

EN 1.4016

EN 1.4362

EN 1.4462

EN 1.4410

Rp0,2 (N/mm^) (mínimo)

220

280

420

480

550

Rm (N/mm^)

520-670

450-600

600-850

660-950

750-1000

A80(%) (mínimo)

45

20

20

20

15

Tabla 11.1. Propiedades mecánicas de los aceros inoxidables dúplex en comparación con los austeníticos y ferríticos estándar [5].

En consecuencia, para niveles de resistencia a la corrosión por picaduras (índices PREN) equivalentes, las altas características mecánicas han de permitir fabricar equipos con espesores menores y niveles equivalentes de resistencia mecánica [6] (figura 11.1).

1.4410

1.4362

1.4406

1.4462

1.452 9 1.4539

Figura 11.1. Propiedades mecánicas y resistencia a la corrosión por picaduras.

Pág. 180


Dado su alto límite elástico, los dúplex son más difíciles de deformar en frío que los austeníticos. Además, dado su menor alargamiento, sus posibilidades de conformación, con respecto a las de los austeníticos, son más reducidas.

El endurecimiento en los dúplex se debe, por un lado, a la presencia de ferrita que, para una composición similar, es más dura que la austenita. En este sentido, hay que destacar la influencia del N, que endurece la austenita por solución sólida, llegándola a hacer más dura que la ferrita [7]. Para niveles bajos de N (< 0.1%) es la austenita la que posee el menor límite elástico, mientras que para niveles más altos (> 0.2%) la fen'ita es la más débil. Por ello, a partir de un cierto nivel de N, sólo se produce un endurecimiento moderado al aumentar el porcentaje de N. Esto es importante desde el punto de vista de la SCC y de la resistencia a la fatiga ya que, dependiendo del balance de fases, será la austenita o la ferrita la primera en deformarse.

Por otro lado, la presencia de las dos fases conduce a un tamaño de grano reducido, ya que se impiden mutuamente el crecimiento, lo que claramente contribuye al endurecimiento. La morfología de los granos es alargada siguiendo la dirección de laminación, por lo que el material presenta un fuerte comportamiento anisotrópico, especialmente cuando el espesor es muy reducido [8].

Su dureza varía dependiendo del proceso de fabricación y del grado de deformación, pero está en tomo a 260 HV 10 (25 HRC) [4].

La formación de compuestos intermetálicos altera de manera importante las características mecánicas de los dúplex. En general, estos precipitados tienden a reducir la ductilidad y la tenacidad, y a aumentar la dureza [4,9].

La tenacidad de los dúplex es buena hasta -50°C, pero, tras la soldadura, el metal de aporte y la HAZ son menos tenaces, siendo éste un factor que limita el uso de los dúplex [4,10,11,12]. La tenacidad en estos materiales es intermedia entre la de los inoxidables austeníticos y los ferríticos. En consecuencia, el porcentaje de ferrita es un factor a tener en cuenta en relación a esta propiedad: porcentajes elevados reducen la tenacidad de estos materiales de fonna apreciable. Estas aleaciones no son adecuadas para aplicaciones criogénicas.

En lo referente a la resistencia a la fatiga, el límite de fatiga al aire para los dúplex es muy alto, y casi igual al límite elástico. En ambientes conrosivos, la resistencia a la fatiga en los dúplex se reduce, pero se mantiene a un nivel alto [13,14,15].

Pág. 181


2.- EVALUACIÓN DE LA DUREZA EN LOS DÚPLEX BAJO NÍQUEL

Se determinó la dureza de los botones (coladas de 50 g) fabricados empleando el método Vickers con carga de 10 Kg tanto en estado de solidificación como tras tratamiento. Se decidió emplear el citado método dado que los valores de dureza medidos se encuentran en el límite superior de la dureza Rockwell B y en el inferior para la dureza Rockwell C, por lo que estos métodos podrían inducir errores. Se estimó como más adecuado el empleo de la carga de 10 Kg dado que una carga Inferior podría implicar que la huella obtenida afectara a solamente una de las fases. Se comprobó al microscopio óptico que la huella producida con la carga de 10 Kg tenía un tamaño suficientemente grande para que no ocurriera el mencionado problema, obteniéndose una medida mucho más representativa de la totalidad del material. En la tabla 11.2 se muestran los resultados obtenidos.

Al analizar los resultados obtenidos se encontró que las medidas de dureza obtenidas tienen un rango de variabilidad muy bajo (entre 222 y 265 HV10), por lo que no resultó factible el cálculo de ecuaciones que relacionasen dureza con composición química - porcentaje de fases. Sin embargo, se pudo apreciar que la dureza se reduce, aunque de forma poco significativa, tras el tratamiento de soaking.

Por tanto, podemos concluir que, para los rangos de composición empleados, no se producen cambios importantes en la dureza con respecto al valor que presenta el 2205 estándar, es decir, en torno a 260 HV10.

Pág. 182

CAPITULO 11

Botón

241 242 243 244 245 246 247 248 249 250 251 252 253 254 255 256 257 258 259 260 261 262 263 264 265 266 267 268 271 272 273 274

C

0,1217 0,0546 0,0919 0,0903 0,0211 0,0176 0,0171 0,0177 0,0165 0,0173

0,0173 0,0170 0,0170 0,0180 0,0201 0,0167 0,0255 0,0182 0,0183 0,0168 0,0199 0,0188 0,0178 0,0168 0,0671 0,1232 0,0181 0,0325 0,0268 0,0252 0,0261 0,0223

Si

0,33 0,28 0,37 0,36 0,43 0,29 0,61 0,97 0,34 0,39

0,43 0,34 0,31 0,41 0.39 0,38 0,38 0,41 0,41 0,33 0,30 0,35 0,37 0,38 0,47 0,44 0,41 0,42 0,37 0,39 0,44 0,40

Mn

8,43 8,43 8,14 10,32 9,43 7,97 7,94 8,13 5,74 10,61 12,50 8,28 8,87 8,11 7,98 7,88 7,88 7,93 8,05 8,11 8,29 7,98 7,86 8,04 7,61 7,87 8,08 7,82 1,17 1,29 1,27 1,14

Ni

1,04 1,04

1,05 1,04 2,15 2,08 2,08 2,07 2,05 2,07 2,07 0,02 1,04 3,22 4,14 2,18 2,09 2,07 2,17 2,06 2,14 2,05 2,07 2,09 2,12 2,11 2,07 2,07 5,71 5,52 5,75 5,66

Cr

22,04 21,56

21,93 22,37 22,43 22,07 22,22 22,46 22,12 22,06 22,61 22,11 22,02 22,21 22,22 20,47 21,27 23,03 23,75 22,21 21,69 22,18 22,00 21,74 21,78 21,50 21,93 21,88 21,67 21,89 22,24 22,07

Cu

1,06 1.05

1.08 1,07 1,04 1,07 1,08 1,06 1,06 1,05 1,08 1,05 1,06 1,04 1,10 1,06 1,07 1,10 1,10 0,03 2,11 3,19 1,07 1,09 1,10 1,11 1,07 1,07 0,04 0,03 0,04 0,03

Mo

3,01 2,98

2,98 3,03 3,00 3,00 3,02 2,99 3,01 3,04 3,02 3,01 3,02 2,97 3,00 3,01 3,04 3,03 3,00

3,05 3,03 3,07 2,02 4,02 3,05 3,08 2,99 3,06 3,04 3,01 3,03 3,07

N

0,2549 0,2065

0,2499 0,2577 0,2725 0,2964 0,3025 0,3095 0,3256 0,3061 0,2988 0,3165 0,3254 0,3128 0,3280 0,3270 0,3161 0,3180 0,2726

0,3331 0,3318 0,3314 0,3607 0,3192 0,2908 0,2575 0,2048 0,2614 0,1688 0,1755 0,1594 0,1659

Propiedades mecánicas

HV solidifícación

228 232

234 234 248 250 258 258 250 256 256 243 243 252 256 245 248 259 261

249 265 263 248 261 249 249 249 248 228 265 255 244

HVtras recocido

243 226

228 222 234 240 246 258 247

254 251 262 251 253 245 242 237 255 250

248 246 260 239 257 251 252 238 248 215 254 250 242

Tabla 11.2. Composiciones químicas y dureza de las coladas de 50 g.

Pág. 183


3.- LIMITE ELÁSTICO. RESISTENCIA MECÁNICA Y ALARGAMIENTO EN LOS DÚPLEX BAJO NÍQUEL

En ia tabla 11.3 se muestran las propiedades mecánicas de los materiales fabricados. Se aprecia que los materiales bajo níquel presentan unas propiedades mecánicas superiores a las del material clásico, a excepción del alargamiento que es equivalente o, en uno de los casos, inferior. Del análisis de los resultados obtenidos para ios bajo níquel puede destacarse el efecto del cromo en las propiedades mecánicas: su adición produce un aumento en límites elásticos y resistencia mecánica, mientras que disminuye ligeramente el alargamiento. Los valores de dureza, como ya se vio en los lingotes de 50 g, son equivalentes en todos los casos. Así mismo, se deduce que un aumento en el contenido de cobre hasta el 2.7% (L-287) produce un aumento importante en los resultados de tracción y dureza, pero, al mismo tiempo, afecta negativamente al alargamiento.

L-283 L-284 L-285 L-286 L-287 L-288

HV10 267 280 289 270 311 280

Rp0,2 (N/mm^) 596 602 576 542 675 640

Rp1,0 (N/mm^) 683 676 651 614 758 710

Rm (N/mm') 818 804 784 760 882 828

Alarg. (%) 31,4 29,6 32,8 31,6 21,8 27,2

Tabla 11.3. Propiedades mecánicas obtenidas.

4. EVALUACIÓN DE LA TENACIDAD. OBTENCIÓN DE LA TEMPERATURA DE TRANSICIÓN DÚCTIL / FRÁGIL

Los ensayos de tenacidad realizados sobre los materiales fabricados se muestran en la tabla 11.4. El rango de temperaturas analizado fue entre -196°C y QO C, a fin de determinar la temperatura de transición dúctil / frágil de las aleaciones investigadas.

Pág. 184


L-283 L-284 L-288 L-286

-196'>C 3,3 5,0 5,0 8,3

'80°C

68,3

-40'>C 15,0 16J 13,3

230,0

'IS^C

243,3

O^C 56,7 88,3 41,7

2<yc 101,7 153,3 73,3

256,7

eo^c 146,7 190,0 141,7 276,7

90°C 185,0

175,0 283,3

Tabla 11.4. Tenacidad en función de la temperatura (J/cm^).

La figura 11.2 es una representación gráfica de los resultados obtenidos. Puede observarse que los dúplex bajo níquel presentan un comportamiento más frágil que e! dúplex estándar. Como criterio más extendido, se considera que un material se puede catalogar como frágil cuando ta energía absorbida en el ensayo de resiliencia es inferior a 33,75 J/cm^ (27 J para probetas de sección 10x10 mm con entalla de 2 mm) (línea horizontal de color verde en la figura 11.2) [16]. En base a este criterio, se puede determinar gráficamente la temperatura de transición dúctil / frágil de los materiales analizados. En la tabla 11.5 se muestran los valores así obtenidos.

-200 -150 -100 -50 O

Temperatura ("C) 50 100

Figura 11.2. Resultados de los ensayos de tenacidad en función de la temperatura.

Pág. 185


L-283 -18

L-284 -24

L-288 -5

L-286 -90

Tabla 11.5. Temperatura (°C) de transición dúctil / frágil de los materiales fabricados.

Al objeto de buscar una explicación al coníiportamiento inferior de los dúplex bajo níquel se realizó el análisis mediante microscopía electrónica de las probetas ensayadas. Una de las razones básicas que podría justificar un aumento en la fragilidad de un material sería la precipitación de compuestos Intermetállcos. Sin embargo, las observaciones realizadas en M.E.B. no revelaron la presencia de dichos compuestos en ninguno de los materiales ensayados (figuras 11.3), por lo que ésta no es la causa que origina la diferencia en el comportamiento de los materiales. En consecuencia, y dado que el procedimiento de fabricación ha sido el mismo para los materiales en estudio, la composición química (quizá, con especial incidencia, los relativos altos contenidos en nitrógeno) pudiera estar detrás de las diferencias de tenacidad de las aleaciones estudiadas con respecto al 2205 clásico. Las potenciales influencias de otros elementos (manganeso, cobre, etc.) tendrían que ser examinadas de cara a poder mejorar este aspecto del comportamiento de los dúplex bajos en níquel en aquellos usos en los que se considere importante esta propiedad.

Pág. 186


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Figuras 11.3. Estructura de los materiales empleados para la evaluación de la tenacidad.

Pág.187


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Pág. 189

CAPITUL012 Soldabilidad

CAPITULO 12

SOLDABILIDAD


Para poder sacar partido a las excelentes propiedades que presentan los dúplex, las cuales se describen ampliamente a lo largo de esta Tesis, es obviamente necesario que estos materiales puedan ser soldados de manera eficiente y que las propiedades de la unión sean, al menos, equivalentes a las del metal base. En los últimos años la soldadura de estos materiales ha progresado notablemente, fundamentalmente debido a los ajustes realizados en los materiales de aporte así como a la optimización de las parámetros de soldeo [1,2,3].

En los primeros dúplex, los altos niveles de carbono Implicaban de fornia inevitable la precipitadón masiva de carburos, tanto en la zona fundida como en la zona afectada por la temperatura (ZAT) [4], con la consiguiente pérdida en tenacidad y resistencia a la ccnrosión. Además, los altos niveles de ferrita por los que se caracterizaban hacían que las zonas fundidas fueran, a menudo, totalmente fem'ticas [5]. Sin embargo, los dúplex modernos, presentan niveles muy bajos de cariaono, pero más altos en nitrógeno. El problema de los carburos ha desaparecido. No obstante, la introducción del nitrógeno

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implica una serie de efectos [6,7,8,9]. Por un lado, dada la alta difusividad de este elemento, la austenita se fcmia con mayor facilidad, más rápidamente, por lo que el riesgo de contenidos excesivos de femta en la zona fundida se reduce. Por el contrario, un contenido excesivo de nitrógeno en la ferrita puede provocar la precipitación de nitruros de cromo durante el enfriamiento, tanto en la zona fundida como en la ZAT.

La ZAT es sometida a ciclos térmicos con temperaturas que oscilan entre temperatura ambiente y la temperatura de fusión, en las proximidades de la soldadura, lo que implicará importantes cambios microestructurales. Estos ciclos témnicos pueden variar significativamente con el aporte térmico, las dimensiones de las piezas a unir, ia posición relativa de la soldadura, etc. La situación se complica aún más en las soldaduras de pasadas múltiples, en las que la temperatura entre pasadas es otro factor a considerar. Como ocurre en otros aceros, la soldadura es susceptible a la segregación de impurezas, dada la estructura de colada Además, las tensiones residuales ejercerán una clara influencia en la coaosión bajo tensiones [10].

En lo que a los problemas metalúrgicos se refiere, los podemos resumir de la siguiente manera:

Es necesario obtener niveles adecuados de fenita en la zona fundida, para evitar que disminuya la tenacidad y la resistencia a la corrosión.

- Hay que evitar la aparición de precipitados, tanto en la zona fundida como en la ZAT, que implicarían también una pérdida de tenacidad y de resistencia a la con-osión.

Un enfriamiento muy rápido puede tener como consecuencia ia fomriación de nitruros de cromo, con una cierta reducción en la resistencia a las picaduras, pero que prácticamente no afectan a la tenacidad [11]. Las mismas consecuencias pueden producirse en la ZAT de soldaduras con bajos aportes témnicos [12]. Hay que mencionar que, en los dúplex con alto nitrógeno, la susceptibilidad a la formación de nitruros durante un enfriamiento rápido se reduce, dado que el nitrógeno acelera la formación de la austenita, en la cual se aloja la mayor parte de este elemento [13].

Quizás el precipitado más perjudicial sea la fase a [2,4,13], que puede aparecer tanto en la zona fundida como en la ZAT cuando se combinan aportes térmicos elevados y bajas velocidades de enfriamiento. La precipitación de fase a produce una reducción importante en la resistencia a la corrosión y en la tenacidad.

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CAPITUL012 Soldabflidaa

En soldaduras con pasadas múltiples, debido a los repetidos calentamientos en las grandes zonas fen'íticas fomiadas tras la primera pasada, puede producirse la precipitación de austenita secundaria, la cual se ha comprobado que es perjudicial de cara a la corrosión por picaduras [14,15], probablemente por su menor contenido en cromo y molibdeno. Del mismo modo que se ha comentado para los nitruros de cromo, la formación de austenita secundaria se reduce cuando el contenido de nitrógeno es alto, dado que este elemento acelera la fonnación de austenita primaria.

El valor del parámetro Creq/Nieq, donde Cre<, y Nieq son el cromo y níquel equivalente, parece que es crítico para determinar el modo de solidificación en las soldaduras [16]. Dependiendo del tipo de dúplex, por debajo de un cierto valor del citado parámetro, se produce solidificación totalmente fen-ítica, mientras que, por encima de dicho valor, ocurre una combinación de solidificaciones dúplex y totalmente fen-ítica [1,16,17]. Se ha demostrado que la solidificación totalmente fem'tica es más conveniente ya que resulta en estructuras con mayor tenacidad [1].

El porcentaje de austenita de equilibrio nunca se alcanzará en una soldadura dúplex, dado el rápido enfriamiento [11]. Este hecho se compensa en parte por los altos niveles de níquel de los materiales de aporte así como por la gran movilidad del nitrógeno, si bien es conveniente evitar enfriamientos rápidos y bajos aportes térmicos.

En definitiva, los dúplex modernos se pueden soldar con garantías siempre que se sigan una serie de recomendaciones. Los enfriamientos excesivamente rápidos pueden provocar la aparición de nitruros de cromo así como altos niveles de ferrita, mientras que los enfriamientos lentos tienen como consecuencia la precipitación de compuestos intermetáiicos. Las precauciones a tomar deben ser aún mayores cuando se trate de piezas de espesores gruesos.

2.- EVALUACIÓN DE LA SOLDABILiPAD DE LOS DÚPLEX BAJO NÍQUEL

Se ha evaluado la soldabilidad de los aceros inoxidables dúplex bajo níquel en comparación con el dúplex estándar de referencia. Una vez definidas las condiciones de soldeo que permiten obtener soldaduras libres de defectos tales como descuelgues, presencia de poros o falta de fusión, los dos factores críticos en la soldadura de los inoxidables dúplex son ia aparición de un contenido excesivo de ferrita en el cordón de soldadura y la formación de precipitados, tanto en la zona afectada por la temperatura como en la propia zona fundida. Estos dos factores son tos que van a determinar la soldabilidad de los aceros inoxidables dúplex.

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CAPITULO 12 Soldabilídad

El estudio de la soldabilidad se realizó mediante soldaduras del tipo TIG, sin material de aporte, empleando Ar como gas de protección. Se mantuvieron constantes todos los parámetros de soldeo a excepción de la intensidad, que se modificó para obtener distintas condiciones de soldadura. La velocidad de soldadura fue de 200 mm/min. Las aleaciones utilizadas en el estudio fueron las siguientes: L-283, L-284 y L-288 y la L-286 de referencia.

En la tabla 12.1 se aprecian los porcentajes de ferrita medidos en las distintas soldaduras realizadas. Como se puede observar en la figura 12.1 los materiales bajo níquel, especialmente las coladas L-283 y L-284, presentan menos problemas que el dúplex estándar en cuanto al aumento del porcentaje de fenita en el cordón.

L-283-1 1-284-1 L-288-1 L-286-1 L-283-2 L-284-2 L-288-2 L-286-2

Intensidad (A)

150/110 170/130 130/90 190/150 120/80 120/80 120/80 120/80

Energía (KJ) 1.05 1.19 0.91 1.33 0.84 0.84 0.84 0.84

% Fenita en el cordón

53.8 60.6 63.9 70.6 52.7 57.4 63.2 64.6

Tabla 12.1. Porcentajes de ferrita medidos en las soldaduras realizadas.

En las observaciones realizadas al microscopio de las microestructuras obtenidas en las soldaduras se pudo apreciar que, en la primera serie de soldaduras, todos los materiales presentaban una gran precipitación de nitruros ~ carbonitruros en la zona afectada por la temperatura, y de manera más dispersa en ei propio cordón de soldadura. Para intentar evitar esta precipitación se redujo la energía aportada en la soldadura, para así obtener un enfriamiento más rápido y disminuir de esta manera el tiempo de permanencia en el rango de temperaturas que provoca la aparición de los precipitados. En la segunda serie de soldaduras (energía aportada 0.84 KJ) no apareció ningún indicio de precipitación en los materiales L-284 y L-288, pero sí en el material L-283 y en el de referencia L-286. De nuevo se aprecia un mejor comportamiento en los materiales bajo níquel, y dentro de éstos, el más elevado contenido en nitrógeno del material L-283 con respecto al L-284 podría ser la causa que produce esta diferencia de comportamiento. Se realizó una nueva serie de

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CAPITULO 12 Soldabilidad

soldaduras disminuyendo aún más la energía aportada, pero se encontró que esta energía era insuficiente, ya que se obtuvieron soldaduras no aceptables debido a falta de fusión.

2 5 - ,

2 0 -

^ 15-1

C

c 0)

B < 5

L-283

L-284

L-288

L-286

T 1 1 1 1 1 , 1 , , , 1 , 1 1 1 . 1 . 1 . 1 ,

0,80 0,85 0,90 0,95 1,00 1,05 1,10 1,15 1,20 1,25 1,30 1.35

Energía (KJ)

Figura 12.1. Aumento en el porcentaje de ferríta en el cordón de soldadura en función de la energía aportada.

En las figuras 12.2 a 12.9 se muestran micrografías de las diferentes soldaduras realizadas.

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CAPITULO 12 Soldabilídad

Fiauras 12.2. Microprafías de la soldadura L-283-1.

Pág. 195


FiQuras 12.3. Microarafías de la soldadura L-2B4~1.

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CAPITULO 12 SoldabUidad

.^a^'^^ t£;

SQ ¡im

• "• 'T---Í ^K -J,

Figuras 12.4. Microprafías de la soldadura L-288-1.

Pág. 197


FiQuras 12.5. Mícroprafías de la soldadura L-286-1.

Pág. 198


Figuras 12.6. Microprafías de la soldadura L~283-2.

Pág. 199


Fiquras 12.7. Microqrafías de la soldadura L-284-2.

Pág. 200

CAPITULO 12 SoldabUidad

Fiquras 12.8. Microprafías de la soldadura L-288-2.

Pág. 201


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FÍQuras 12.9. Microprafías de la soldadura L-286-2.

Pág. 202

CAPITUL012 SoldabUidad

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Pág.204

CAPITUL013 Conclusiones generales

CAPITULO 13

CONCLUSIONES GENERALES

CONCLUSIONES GENERALES

El objetivo principal de los trabajos que aquí se presentan es el diseño de aleaciones inoxidables dúplex cx)n bajos contenidos en níquel que presenten unas características mecánicas, de resistencia a la corrosión y de soldabilidad equivalentes, al menos, a las de los dúplex clásicos. Para alcanzar este objetivo principal se han desarrollado una serie de estudios y análisis de diferentes aspectos fundamentales que progresivamente han pennitido profundizar en el conocimiento de estas nuevas aleaciones y, al mismo tiempo, deducir las verttajas e inconvenientes de los nuevos materiales frente a los dúplex estándar.

Pág. 205

CAPÍTULO 13 Conclusiones generales

(1) Ecuaciones de constitución

Para los rangos de composición establecidos al inicio de los trabajos (tabla 1.1), y tras la primera etapa de aproximación en la que se emplearon aleaciones intermedias entre las austenitas y los dúplex con bajo contenido en níquel, se han establecido correlaciones y gráficos que permiten la estimación del porcentaje de fases en función de la composición química, tanto para las condiciones particulares de fabricación empleadas, como para cualquier proceso que incluya un recocido estándar a 1050°C. Estas con-elaciones y gráficos se convierten en herramientas fundamentales en el diseño de estas nuevas aleaciones, a la hora de establecer las composiciones a fabricar y realizar ajustes o balances en la composición que pretendan potenciar la mejora en una determinada propiedad mediante la adición de elementos concretos.

(2) Defomnabilidad en caliente

Los dúplex con bajo contenido en níquel presentan una ductilidad en caliente claramente superior a la de los dúplex clásicos. Este hecho es de especial importancia en estos materiales, dado que los dúplex clásicos se caracterizan por presentar notables problemas durante la laminación en caliente.

(3) Resistencia a la corrosión

La resistencia a la corrosión por picaduras de los materiales bajo níquel con el mismo nivel de cromo que el dúplex estándar es ligeramente inferior, aunque continúa siendo muy elevada. En aquellas aplicaciones más críticas en las que se precisen niveles de resistencia a la corrosión más elevados, recurriremos a materiales bajo níquel con contenidos más elevados de aleantes que permitan mejorar el comportamiento en lo que respecta a esta propiedad.

Por el contrario, la resistencia a la corrosión bajo tensiones, aspecto fundamental en el que destacan los dúplex, se encuentra aún más potenciado en los nuevos dúplex con bajo contenido en níquel. En consecuencia, y dado que una de las armas competitivas con las que cuentan los dúplex frente a los austeníticos es su mayor resistencia a la corrosión bajo tensiones, los nuevos materiales adquieren de este modo una especial relevancia.

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(4) Estabilidad microestructurai

En relación al equilibrio a / y a altas teníiperaturas (1000-1200°C) los dúplex bajo níquel mostraron una mayor estabilidad que los clásicos, lo que supone que los tratamientos ténnicos a temperaturas superiores a 1000°C van a afectar relativamente poco al porcentaje de fases existentes. En consecuencia, y como ventaja más destacable en este aspecto, los porcentajes de fases presentes en una soldadura en las diferentes zonas de la misma serán mucho más liomogéneos.

Con respecto a las transfomnaciones microestructuraies por tratamientos témiicos a temperaturas entre 300 y lOOO C, los nuevos dúplex presentan un comportamiento semejante al de los dúplex clásicos. Las pequeñas diferencias existentes entre los nuevos y los clásicos se traducen en un mejor comportamiento del estándar a bajas temperaturas, sin emttargo, a mayores temperaturas, la precipitación se acelera en el material clásico. Es a estas temperaturas más elevadas cuando este fenómeno se convierte en un fector de mayor riesgo, especialmente en la soldadura, por lo que los nuevos materiales presentan una ligera ventaja. En cualquier caso, las precauciones que se deben tomar en los tratamientos térmicos de los dúplex clásicos deben hacerse extensibles a las nuevas aleaciones.

(5) Características mecánicas

Las propiedades mecánicas más elevadas de los nuevos materiales permitirá su empleo con secciones más reducidas, con el consiguiente ahorro en el peso de las posibles estructuras. Sin embargo, la tenacidad de los nuevos materiales es inferior a la de los clásicos. Esta diferencia de comportamiento hace que la influencia de elementos como manganeso, cobre, etc. tenga que ser examinada de cara a poder mejorar este aspecto de los dúplex bajos en níquel en aquellos usos en los que se considere importante esta propiedad.

(6) Soldabilidad

Con respecto a esta propiedad, los nuevos materiales presentan dos ventajas frente a los dúplex clásicos, y ambas se derivan de su mayor estabilidad microestructurai. Por un lado, tos dúplex bajo níquel presentan menos protilemas que el dúplex estándar en cuanto al aumento del porcentaje de fenlta en el cordón, por lo que ta homogeneidad de la microestructura en el conjunto soldado será mayor

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en los nuevos materiales. Por otro lado, la tendencia a la precipitación de nitruros -carbonitmros en el cordón de soldadura y en la zona afectada por la temperatura es ligeramente superior en el dúplex clásico, con lo que las consecuencias negativas de la citada precipitación se reducen para los materiales bajo níquel.

En resumen, en la presente Tesis Doctoral se establecen los criterios para el diseño de aleaciones inoxidables dúplex con bajo contenido en níquel, con el consiguiente ahorro en el coste de las materias primas. Se han determinado las propiedades que presentan estas nuevas aleaciones y se han analizado las ventajas e inconvenientes de las mismas frente a las clásicas. Dichas propiedades son, en general, equivalentes, y en ciertos aspectos, claramente superiores para los nuevos materiales. Además, se han creado herramientas de disefto para pennitir fabricar aleaciones con composiciones que potencien determinadas propiedades.

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UNIVERSIDAD POLITÉCNICA DE MADRID

diseño y desarrollo de aceros inoxidables dúplex con bajo

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