estructuras metalograficas de aleaciones hierro-carbono

ESTRUCTURAS METALOGRAFICAS DE ALEACIONES HIERRO-CARBONO: ACEROS AL CARBONO Y FUNDICIONES.

Antonio J. Criado Portal

2

“ESTRUCTURAS METALOGRÁFICAS DE ALEACIONES HIERRO – CARBONO. PARTE- I: ACEROS AL CARBONO.”

por

Antonio J. Criado Portal

Profesor Titular del Departamento de Ciencia de los Materiales e Ingeniería Metalúrgica. Facultad de Ciencias Químicas. Universidad Complutense de Madrid. 28040 MADRID.

Madrid, Julio de 2008

Editor científico: Antonio J. Criado Portal.

ISBN-13: 978-84-693-4649-5

Nº registro: 10/71375

3

Dedicado in memoriam al profesor Felipe A. Calvo Calvo, mi querido maestro en este arte y ciencia de la Metalografía.

4

AAAgggrrraaadddeeeccciiimmmiiieeennntttooosss Mi agradecimiento a Alfonso y Eugenio, dos miscroscopistas excelentes del CAI de Microscopia Electrónica (Luis Bru), de la Universidad Complutense de Madrid. A mis discípulos Laura García Sánchez, Juan A. Martínez García, Jorge Chamón Fernández y Antonio J. Criado Martín, por su colaboración. El Autor.

5

“El hombre es dos hombres: uno de ellos está despierto en la oscuridad, otro dormido en la luz”.

Arena y Espuma (1926) KHALIL GIBRAN

6

Índice Aceros al Carbono Página

I. INTRODUCCIÓN

8

II. ACEROS AL CARBONO

10

II.1. Estados alotrópicos del hierro.

10

II.2. Fases, compuestos y agregados presentes en los aceros al carbono.

12

II.3. Tratamientos térmicos convencionales del acero: enfriamiento en el horno, normalizado, temple y temple y revenido. Estructuras metalográficas de Microscopia Electrónica de Barrido (M.E.B.).

22

II.4. Tratamientos térmicos con enfriamientos isotérmicos: Diagramas TTT, Estructuras metalográficas de Microscopia Electrónica de Barrido (M.E.B.).

45

II.5. Tratamientos Termoquímicos. Estructuras metalográficas.

56

III. BIBLIOGRAFÍA

65

7

Índice de Fundiciones Página

I. INTRODUCCIÓN

70

II. FUNDICIONES

71

II.1. Fases, compuestos y agregados presentes en las fundiciones.

71

II.2. Influencia en la microestructura de las fundiciones de los elementos de aleación.

75

II.3. Clasificación y naturaleza de las fundiciones.

78

II.4. Preparación y observación de las probetas estudiadas.

82

III. FUNDICIONES BLANCAS: Microestructuras.

83

IV. FUNDICIONES ATRUCHADAS:

Microestructuras.

88

V. FUNDICIONES GRISES COMERCIALES,

MALEABLES Y MALEABLES ESFEROIDALES: Microestructuras.

91

VI. FUNDICIONES ALEADAS: Microestructuras.

99

VII. BIBLIOGRAFÍA

108

8

I. INTRODUCCIÓN

Es un hecho reconocido por todos los que hemos dedicado parte de nuestra vida a la metalografía, que esta técnica de examen, científica y tecnológica, es una ciencia y un arte. Por tanto, para poder profundizar en ella, es importante saber combinar la ciencia con el arte para poder llegar a una interpretación correcta de las imágenes que se observan a través del microscopio.

Para empezar hay que dejar muy claras las características tan peculiares del

sistema hierro-carbono (Fig.1), cuya importancia industrial queda patente, siendo con mucha diferencia, entre los materiales metálicos, el más utilizado y el más universal en sus aplicaciones: construcción, maquinaria, herramientas, transportes, etc, …

Vamos a tratar de resumir muy brevemente las peculiaridades que se

derivan de este sistema hierro-carbono:

1º.- Consiste en un diagrama metal - no metal típico. 2º.- El hierro y el carbono tienen tamaños atómicos y características químicas muy diferentes. 3º.- Forman, en estado sólido, soluciones intersticiales. Es decir, el carbono no sustituye, en las diferentes redes cristalinas del hierro, posiciones de este metal; sino que se sitúa en posiciones intersticiales, frente a las clásicas soluciones sustitucionales tan abundantes en los más diversos sistemas de aleaciones metálicas. 4º.- El hierro se presenta en tres formas alotrópicas distintas, como son: hierro δ, hierro γ (austenita) y hierro α (ferrita). Todas ellas con muy distinta capacidad para albergar cuantitativamente carbono en los diferentes intersticios de sus redes cristalinas. 5º.- Este diagrama hierro-carbono, en su parte de interés industrial, esto es, entre el 0´008% y el 6´67% de carbono en masa, presenta dos transformaciones de gran importancia e interés metalúrgicos: un eutectoide, en el 0´8% de carbono en masa a 723ºC, aproximadamente, y una transformación eutéctica para un contenido de carbono en masa del 4´30, a una temperatura aproximada de 1147ºC.

9

Figura.1: Diagrama de equilibrio del sistema hierro- carbono

6º.- Dada la antigüedad en la utilización de hierros y aceros, que dependiendo del lugar geográfico, puede haberlo de varios miles de años, desde el II milenio a.C. entre los hititas (Península de Anatolia); lo que ha traído como consecuencia que

10

tanto algunas de sus estructuras como operaciones de fabricación tengan unos términos con un argot propio y exclusivo de ellos. Muchos de los términos actuales con que se denominan a las estructuras de aceros y fundiciones proceden de aquellos científicos del siglo XIX, que centraron sus estudios en este sistema y desarrollaron a su vez la metalografía.

II. ACEROS AL CARBONO

El término acero ya incluye la presencia del carbono en la red cristalina del hierro en mayor o menor proporción. Sin embargo, en la actualidad, para diferenciar los distintos tipos de aceros: aceros al carbono, aceros aleados, aceros de baja aleación, aceros de baja aleación y alta resistencia (HSLA), aceros Maraging (Martensitic-Aging), etc...., es ya universal denominar a los aceros tradicionales, como aceros al carbono, aunque lleven elementos de aleación minoritarios que son impurezas del proceso de obtención del hierro: manganeso <0´60%, silicio <0´50%, fósforo <0´10% y azufre < 0´10% en masa.

II.1. Estados alotrópicos del hierro.

- Hierro alfa y hierro gamma. El hierro de elevada pureza, a temperaturas inferiores a los 910ºC (Fig.1), se

presenta en forma de hierro α, que disuelve muy poco carbono, en cantidades que varían desde el 0´28% C en masa a 723ºC hasta el 0´008% C en masa a temperatura ambiente. El hierro α no es magnético en el intervalo de temperatura de 910ºC a 768ºC, mientras que por debajo de esa temperatura, llamado punto de Curie, es magnético. Antiguamente, y de una forma equivocada, al hierro α no magnético, se le denominó como hierro β, hoy día totalmente en desuso. Tanto la fase α magnética como la no magnética tienen el mismo tipo de red cristalina: cúbica centrada en el cuerpo. La red cristalina de la fase α consta, pues, de un cubo con un átomo de hierro en cada uno de los ocho vértices y uno en el centro. Si se eleva la temperatura, al llegar a los 910ºC, la fase α se transforma en γ, cuya red cristalina es distinta. La red cristalina de la fase γ es cúbica centrada en las caras, por tanto, consiste en un cubo en cuyos vértices se encuentra un átomo de hierro y uno en el centro de cada una de las caras. Hemos pasado del cubo centrado en el cuerpo con 9 átomos al cubo centrado en las caras con 14 átomos. Como cada uno de los átomos de los vértices forma parte también de los otros siete cubos vecinos y, los del cubo de las caras pertenecen también al cubo adyacente, de esto se deriva que en el hierro α, cúbico centrado en el cuerpo, la masa correspondiente a cada cubo es de 2 átomos; uno, el átomo de centro y, el otro corresponde a 1/8 de los de cada vértice (8x1/8= 1). Para el hierro γ, cúbico centrado en las caras, la masa correspondiente a cada cubo es el doble, es decir, 4 átomos. Uno corresponde a 1/8

11

de cada uno de los vértices (8x1/8= 1), y tres corresponden a 1/2 de cada una de las seis caras (6x1/2= 3).

La longitud de las aristas de esos cubos elementales, constante o parámetro del sistema cristalino, es diferente en cada caso; siendo para el hierro α de 2´85 Å a 2´90 Å, y para el hierro γ de 3´65 Å a 3´70 Å (Fig.2). A pesar de que los cubos de hierro γ son mayores que los cubos de hierro α, al pasar de α → γ hay una contracción de volumen que acarrea que γ sea más compacta y contenga planos compactos que permitirán una deformación plástica mayor que en el caso del hierro α. De ahí que la mayoría de los aceros del carbono son forjados en caliente. El hierro α es más resistente y el hierro γ es más plástico.

Figura.2: variaciones de la longitud de los parámetros del hierro beta, gamma y delta en

función de la temperatura

- Hierro delta. A temperaturas entre los 1535ºC y 1400ºC, la red cristalina estable del

hierro vuelve a ser la cúbica centrada en el cuerpo y su parámetro de red es de 2´93 Å. Esta fase cristalina del hierro carece de interés industrial, por lo que no nos vamos a referir más a ella.

12

II.2. Fases, compuestos y agregados presentes en los aceros al carbono.

- Ferrita. La ferrita es hierro α, prácticamente, como hemos mencionado

anteriormente; puede contener cantidades muy pequeñas de carbono, siendo la solubilidad de este elemento en la ferrita, a temperatura ambiente, de tan sólo el 0´008% en masa. En los aceros aleados, sin embargo, la ferrita puede disolver cantidades importantes de elementos como: cromo, molibdeno, wolframio, silicio, aluminio y vanadio, que por ello se denominan, genéricamente, elementos alfágenos.

Tiene una resistencia mecánica apreciable de 28 kg/mm2 (280 MPa) y gran

alargamiento (ductilidad) de hasta un 35%. Su dureza oscila alrededor de los 90 HB (unidades Brinell).

- Cementita. La cementita es un carburo de hierro, Fe3C, que contiene un 6´67% en masa

de carbono y un 93´33% en masa de hierro. Es el microconstituyente más duro de los aceros al carbono; llegando a tener una dureza superior a los 68 HRC (68 unidades Rockwell C), lo que le hace muy frágil. Su red cristalina consiste en un paralelepípedo ortorrómbico de gran volumen (4´5 x 5 x 6´7 Å). Es magnética hasta los 218ºC.

- Perlita. Se trata del agregado eutectoide, formado por capas alternativas de ferrita y

cementita (carburo de hierro, Fe3C), (véase Figura.5). Posee una composición bastante definida, tiene seis partes de hierro por una de carbono, 88% de ferrita y 12% de cementita. Su dureza es de alrededor de los 250 HB (unidades Brinell), dependiendo de su espaciado interlaminar, que depende de si el enfriamiento se ha llevado a cabo en el horno (200 HB) o al aire (normalizado)(250HB). El espaciado interlaminar de la perlita depende de la velocidad de enfriamiento: 400 nm para la perlita grosera (horno) y 250-350 nm para enfriamiento al aire.

La perlita aparece en el enfriamiento lento de la austenita, es decir, dentro

del horno o al aire (normalizado). Su resistencia a la tracción es de aproximadamente 80 kg/ mm2 (800 MPa).

13

Su nombre deriva de su aspecto visual nacarado semejante a las perlas, lo que hizo que Henry Clifton Sorby, científico inglés de gran prestigio internacional (1826-1908), la denominara perlita.

La perlita es la estructura del eutectoide del acero (0´8% C, 723ºC). Esta

denominación de perlita, ya hemos visto que le fue impuesta por Sorby. En cambio, el término eutectoide, fue ideado por el ingeniero y químico francés Floris Osmond (1850-1914) por su semejanza con las estructuras eutécticas, cuyo término eutéctico, ya había sido utilizado con anterioridad por el prestigioso físico inglés F. Gutrie (1833-1886), que lo dio a conocer en una publicación en 1884, para aquellas aleaciones de bajo punto de fusión, que presentaban ese tipo de estructuras.

De forma independiente y, prácticamente simultánea con Floris Osmond, el

profesor de metalurgia Henry Marion Howe (1848-1922), norteamericano, publicó el término eutectoide, que fue aceptado de forma general hasta la actualidad. Luego los términos eutéctico y eutectoide, se deben, el primero a F. Gutrie, y el segundo tanto a F. Osmond como a H.M. Howe.

14

Figura.3: Formación del eutectoide Fe-C (perlita) mediante crecimiento cooperativo de ambas fases. Estructura de la perlita grosera por enfriamiento en horno o normalizado.

15

- Austenita. Es una solución sólida de carbono en hierro gamma. Puede contener hasta

un 2´06% de carbono en masa a la temperatura de 1147ºC (Fig.1). Por tanto se trata de una típica fase de composición variable. La austenita es estable a alta temperatura (Fig.1). Para retenerla a temperatura ambiente es necesario un elevado contenido en carbono o, en aceros aleados, con presencia suficiente de elementos gammágenos (níquel, manganeso, cobalto y cobre).

La austenita presenta una dureza de 300 HB (unidades Brinell) y una

resistencia de 88 a 105 kg/ mm2 (1050 MPa) con un alargamiento del 30% al 60%. Claro está, que estos datos se corresponden cuando la austenita está retenida a temperatura ambiente (aceros de alto contenido en carbono o aleados). A alta temperatura es blanda, muy dúctil, tenaz y no es magnética. Es resistente al desgaste y es la fase más densa de los aceros.

El nombre de austenita le vino por el francés Floris Osmond (1849-1912),

que junto con el metalurgista alemán Adolf Martens (1850-1914), son los fundadores e iniciadores de la metalografía. Pues bien, Osmond, la denominó austenita en honor al metalurgista inglés Sir William Chandler Roberts-Austen (1843-1902). Precisamente, fue el metalurgista alemán Adolf Martens, el que encargó y diseñó junto con el óptico, también alemán, Karl Zeiss (1816-1888), fundador de la célebre compañía Zeiss, el primer microscopio metalográfico.

- Martensita. Es el constituyente típico de los aceros templados. Consiste en una solución

sobresaturada de carbono en hierro α, aunque el cristal formado es del sistema tetragonal. Se trata de un paralelepípedo que difiere muy poco del hierro α, cúbico centrado en el cuerpo. Son los átomos de carbono los responsables de la deformación de la red cristalina del hierro α, que se transforma en tetragonal. El paralelepípedo elemental tiene dos lados iguales y otro que es un poco mayor. El mayor, tiene una relación proporcional que varía de 1´06 a 1, cuando el contenido en carbono varía del 1% al 0% en masa.

Por calentamiento a baja temperatura, la retícula inestable de la martensita

se descompone en hierro α (ferrita) y carburos de hierro (cementita). A esta estructura se la llamó, en los primeros años del siglo XX, osmondita; en honor del metalurgista francés, antes citado, Floris Osmond. Este nombre fue propuesto por el prestigioso ingeniero metalúrgico y metalógrafo alemán Friedrich Emily Heyn (1867-1922). Este término ya no tiene vigencia, como tantos otros en la metalurgia del acero.

El nombre de martensita sí se conserva, frente al inicial de hardenita. Este

término de martensita, propuesto de nuevo por el prestigioso Floris Osmond, lo fue

16

en honor del metalógrafo alemán, nombrado anteriormente, Adolf Martens; creador, junto con Osmond, de la Metalografía.

Las propiedades físicas y mecánicas de la martensita varían con el

contenido en carbono del acero, llegando a su máxima dureza alrededor del 0´9% de carbono en masa. Después de los carburos y la cementita, es el constituyente más duro de los aceros. Tiene una resistencia mecánica que varía de 170 kg/ mm2

(1700 MPa) a 250 kg/ mm2 (2500 MPa), una dureza de 58 HRC a 68 HRC (unidades Rockwell C) y un alargamiento de entre 2´5% y 0´5%. Es magnética como la ferrita (hierro α).

Su aspecto es marcadamente acicular, hecho que se observa muy bien en

aquellos aceros que no templan completamente y en los que queda austenita retenida a temperatura ambiente.

- Perlita Fina (Troostita). Es un agregado con forma nodular radial, constituido por perlita

extremadamente fina, que se sitúa en los límites de grano de la austenita (Fig.4); cuando ésta se enfría a velocidades superiores a la de normalizado (enfriamiento al aire). También se puede obtener por enfriamiento isotérmico de la austenita a la temperatura adecuada, entre 500ºC y 600ºC, según su contenido en carbono, marcada en el correspondiente diagrama TTT (Temperatura-Tiempo-Transformación), que se comentará más adelante.

Durante mucho tiempo, se la consideró como una estructura diferente de la

perlita, pero la Microscopia Electrónica de Barrido, ha puesto de manifiesto que se trata de agregados nodulares de perlita extremadamente fina. El nombre con que se conocía, hasta hace pocos años a la perlita fina, era el de troostita. Este término fue propuesto por Floris Osmond en honor al célebre físico francés Louis-Joseph Troost (1875-1911).

A gradientes más severos que los necesarios para obtener la perlita fina,

entramos ya en el campo de las bainitas, que ya contaremos. Su espaciado interlaminar es de 100 nm.

17

Localización morfológica de la PERLITA FINA

(d)(d)

γ (austenita)

límite de grano auteníticonódulos de perlita fina (troostita)

Localización morfológica de la PERLITA FINA

(d)(d)

γ (austenita)

límite de grano auteníticonódulos de perlita fina (troostita)

Figura.4: a), b) y c) Las tres fases de crecimiento cooperativo de la perlita fina. d)

nódulos de perlita fina en los límites de grano

18

Tiene una resistencia mecánica de 140 kg/ mm2 (1400 MPa) a 175 kg/ mm2

(1750 MPa), su dureza de 400 HB a 500 HB (unidades Brinell) y, el alargamiento oscila del 5% al 10%.

- Sorbita (Perlita irregular). Es un agregado muy fino de cementita y ferrita que se forma a gradientes

térmicos (velocidades de enfriamiento) comprendidos entre los que se corresponden con la perlita grosera y la perlita fina. Por tanto se trata de una perlita más fina que la obtenida por normalizado (enfriamiento al aire); aunque, además, presenta una cementita con formas muy irregulares: globulares, agusanadas y laminares más o menos cortas. Su espaciado interlaminar es, aproximadamente, de 100 nm a 250 nm.

Hoy día, el término sorbita ya no se utiliza, sustituyéndose por términos

más descriptivos de su morfología: carburos de hierro dispersos en ferrita o perlita irregular.

Es el agregado perlítico anterior a las velocidades de enfriamiento, o

tratamientos isotérmicos, que provocan la aparición de la perlita fina nodular en límites de grano austeníticos.

Es típica de aceros que se enfrían al aire desde temperaturas muy elevadas

y, en general de aceros hipoeutectoides en bruto de colada, enfriados al aire, que presentan ferrita acicular y este tipo de perlita muy irregular.

El término sorbita, ya en desuso, lo propuso Floris Osmond en honor del

geólogo, microscopista y metalurgista inglés Henry Clifton Sorby (1826-1908). La resistencia mecánica de esta perlita irregular varía entre 88 kg/ mm2 (880

MPa) y 140 kg/ mm2 (1400 MPa), su dureza oscila entre 250 HB y 400 HB (unidades Brinell) y, el alargamiento está comprendido entre el 10% y el 20%. Es el constituyente de máxima resiliencia en los aceros.

- Bainitas. Es el último de los constituyentes de los aceros en ser descubierto. Fue

Edgard G. Bain, al estudiar las transformaciones de los aceros a temperatura constante (tratamientos isotérmicos) el primero en clasificar y detallar con precisión a los constituyentes bainíticos. La Research Staff of the United States Steel Corporation, en 1934, denominó a estos constituyentes bainíticos como bainita, en honor de su colega Edgard C. Bain, ingeniero químico norteamericano (1891-1971), de gran prestigio internacional.

19

La bainita es un constituyente que se forma, por transformación isotérmica en baños de sales o metales fundidos, en el intervalo de temperaturas de 250ºC a 600ºC.

Desde los primeros momentos se diferenciaron dos tipos de estructuras muy

distintas: la bainita superior, de aspecto arborescente, formada a 500ºC-550ºC; que se distingue bastante bien de la bainita inferior, que aparece a más bajas temperaturas, en el intervalo de 250ºC a 400ºC, y que tiene un aspecto acicular muy parecido a la martensita.

La bainita superior se forma a partir de los límites de grano,

y consiste en semi-agujas de ferrita dirigidas al interior de los granos de austenita, con estructura Widmannstätten, con cementita en cristales más o menos discontinuos colocados en las interfases de estas agujas. Sus morfologías habituales son en pluma de ave o arborescentes con cierto aspecto estrellado (Fig.5).

Figura.5: Crecimiento no cooperativo de la bainita superior en límites de grano. Bainita estrellada y bainita en pluma de ave.

20

La bainita inferior consiste en agujas completas de ferrita, con cristales de

cementita, en su interfase, paralelos entre sí y formando un ángulo de 60º con el eje de las agujas. Estas agujas, al contrario que en el caso de la bainita superior, aparecen en el interior de los granos de austenita con orientaciones tipo Widmannstätten. Con ataque de Nital al 2% o al 4% tienen un aspecto muy parecido a las agujas de martensita, pero se distinguen, muy bien de éstas, por la existencia de los cristales de cementita que las rodean (Fig.6).

El término estructura Widmannstätten, viene de su descubridor, el científico austriaco Alois von Beckh Widmannstätten (1753-1849). Quién bautizó así a este tipo de estructuras fue Sorby, al descubrirla muchos años después en un aleación hierro-níquel artificial. Alois von Beckh Widmannstätten, junto con el también científico austriaco Carl Franz Antón Ritter von Schreibers (1775-1852), publicó en 1820, una imagen original impresa tipográficamente de la superficie atacada del original del meteorito “Erbogen”.

21

Figura.6: a) Acícula con carburos de hierro en los límites de grano. b) Crecimiento no coopoerativo de la bainita inferior.

(a)(a)

BAINITA INFERIOR: crecimiento no cooperativo

γ (austenita)

γ (austenita)

límite de grano austenítico

α (ferrita)

Fe3C (cementita)

(a)(a)

BAINITA INFERIOR: crecimiento no cooperativo

γ (austenita)

γ (austenita)

límite de grano austenítico

α (ferrita)

Fe3C (cementita)

Localización morfológica de la BAINITA INFERIOR

(b)(b) límite de grano austenítico

bainita inferior (acículas)

γ (austenita)




γ (austenita)




γ (austenita)




γ (austenita)

22

II.3. Tratamientos térmicos convencionales del acero: Estructuras metalográficas de Microscopia Electrónica de Barrido (MEB).

Los tratamientos térmicos convencionales de los aceros al carbono, se pueden clasificar según las características mecánicas que se deseen para el producto final. Las estructuras metalográficas derivadas de cada uno de los tratamientos térmicos, son muy diferentes. La relación estructura-propiedades mecánicas es la relación que condiciona toda la Ciencia de Materiales; teniendo en cuenta que la estructura viene definida por:

- Composición química. - Tamaño de las fases y constituyentes. - Forma de las fases y constituyentes. - Distribución de éstos.

Pues bien, para cambiar estos cuatro aspectos de las estructuras metalográficas, disponemos en los tratamientos térmicos, de los siguientes procesos:

- Trabajo de conformación plástica en caliente. Es la forma más adecuada de trabajar los aceros para darles forma. Este

trabajo en caliente lleva aparejado, ineludiblemente, el hacerlo en el campo de existencia de la austenita, que es la fase más compacta y más plástica de todos los constituyentes de los aceros. Dándose el caso de que a la vez que deformamos, de forma simultánea se produce la recristalización del acero.

- Recocido. Consiste en calentar el acero dentro del campo de la austenita un tiempo

determinado que va a implicar consecuencias muy interesantes. Dependiendo de estos tiempos de austenización se puede perseguir la relajación de tensiones de la deformación, el ablandamiento, la recristalización en mayor o menor proporción, etc....

- Enfriamiento desde el campo austenítico. Puede haber diversos tipos según se desee el estado final del acero a

temperatura ambiente.

23

Los enfriamientos en el horno y normalizados (al aire), sólo pretenden

conseguir un mayor o menor espaciado interlaminar, lo que conlleva una ganancia o pérdida de resistencia y tenacidad. El enfriamiento al horno (espaciado interlaminar grosero) provoca una gran plasticidad del producto final. Mientras que el normalizado consigue un espaciado interlaminar más fino y, por tanto, mayor resistencia y mayor tenacidad. El normalizado es el tipo de enfriamiento más común en la metalurgia del acero; ya que después del trabajo en caliente, el enfriamiento al aire, es el menos costoso, y se obtiene un producto final con buenas características mecánicas.

El enfriamiento al aire de productos en bruto o colada, desde altas

temperaturas, puede provocar la aparición de perlitas de espaciado muy fino y formas muy irregulares en ocasiones.

- Temple. Con este proceso, de enfriamiento brusco desde el campo austenítico, en

distintos medios de temple: agua con sal muera, aceite o, incluso al aire, en algunos aceros aleados; provoca la aparición de una estructura extremadamente dura, cuya resistencia mecánica varía desde 170 kg/ mm2 (1700 MPa) hasta los 250 kg/ mm2

(2500 MPa), y durezas entre 58 HRC y 68 HRC (unidades Rockwell C). Estos valores se obtienen dependiendo del medio de temple y contenido en carbono; consiguiéndose las máximas resistencias, para agua con sal muera y alrededor de un 0´9% de carbono en masa. Esta estructura denominada martensita, como ya se ha mencionado anteriormente, es extremadamente dura y frágil, ya que sus alargamientos se encuentran situados entre el 2´5% y el 0´5%.

- Revenido. El revenido consiste en un calentamiento más o menos prolongado, a

temperaturas inferiores a la isoterma eutectoide. Es un proceso que nos permite, para un acero de un contenido en carbono determinado, una variedad de productos con características mecánicas muy diferentes y adaptadas a cualquier requerimiento mecánico. Así pues, de una forma fácil y económica, utilizando los procesos de temple y revenidos convenientes, tenemos una herramienta útil y fácil para conseguir el acero deseado con las características adecuadas.

El revenido consigue liberar el carbono retenido en los cristales de

martensita, en forma de carburos de hierro esferoidizados (globulizados) y la aparición o liberación de ferrita. La temperatura de revenido y los tiempos utilizados, consiguen liberar más o menos carburo de hierro y ferrita, lo que va a ablandando progresivamente la martensita y, por tanto, disminuyendo su dureza y aumentando su tenacidad.

24

- Globulización. Este es un proceso, a veces inevitable, en que el acero acaba constituido por

ferrita y carburos de hierro más o menos globulizados. Esta estructura es la más plástica de un acero y, por tanto, la más fácil de mecanizar; ya que, además, produce una viruta muy fina, lo que permite mecanizaciones a muy grandes velocidades, produciendo piezas de buen acabado y dimensionalidad.

En un acero perlítico, sólo basta con calentar (revenir) de forma

prolongada, a temperaturas próximas a la isoterma eutectoide para conseguir el efecto.

En los aceros templados, con revenidos muy prolongados a temperaturas

elevadas, el efecto final, es la globulización total de los carburos de hierro, ablandándose totalmente la martensita. También el enfriamiento excesivamente lento, en aceros de alto contenido en carbono, hace que la estructura final no sea perlítica sino globulizada.

La forja en caliente de aceros de alto contenido en carbono también

consigue este fin, incluso en los aceros de ultraalto contenido en carbono, aquellos que tienen contenidos en carbono por encima del 1´4% de carbono en masa. Un ejemplo conocido son los célebres aceros de Damasco.

La presencia de algunos elementos de aleación, como por ejemplo el

cromo, en porcentajes en masa entre el 3% y el 5% y, aún mayores, consiguen este efecto durante la forja. Aunque en este caso, aparecen carburos de hierro, de cromo y carburos mixtos.

25

ESTRUCTURAS

METALOGRÁFICAS

26

Figura.10 (a): Acero eutectoide_ X1000 (0´8% de carbono en masa)

(C = 0´80%, Mn = 0´30%, Si = 0´20%, P = 0´009%, S = 0´008%). Laminado en caliente, recocido a 870ºC durante una hora y, enfriado lentamente en el horno. Estructura totalmente perlítica y de espaciado

interlaminar grosero. (Ataque: Nital al 4% durante 20 segundos.

Figura.8 (a): Acero eutectoide_ X1000 (0´8% de carbono en masa) (C = 0´80%, Mn = 0´30%, Si = 0´20%, P = 0´009%, S = 0´008%). Laminado en caliente, recocido a 870ºC durante una hora y, enfriado lentamente en el horno. Estructura totalmente perlítica y de espaciado interlaminar grosero. (Ataque: Nital al 4% durante 20 segundos).

Figura.8 (b): Acero eutectoide_ X2500 y X5000 (0´8% de carbono en masa)

Detalles a mayores aumentos. En relieve las láminas de cementita, inatacadas por el Nital. Se observan las distintas orientaciones de crecimiento de la perlita.

27

Figura.9 (a): Acero eutectoide_ X1000 (0´8% de carbono en masa)

El mismo acero eutectoide de la Fig.8, con el mismo tratamiento térmico; pero enfriado al aire desde 870ºC (Normalizado). Estructura perlítica de espaciado interlaminar más fino, que en el acero de la Figura.10.

Figura 9 (b): Acero eutectoide_ X2500 y X5000 (0´8% de carbono en masa) Detalles a mayores aumentos.

28

Figura.10 : Acero eutectoide_ X800 (0´8% de carbono en masa) Micrografía, mediante Microscopia Óptica Convencional, del acero de la Fig.8 ,con el mismo tratamiento térmico. En ella se observa zonas coloreadas correspondientes a distintos espaciados interlaminares.

29

Figura.11 (a): Acero hipoeutectoide_ X1000 (0´35% de carbono en masa) (C = 0´35%, Mn = 0´30%, Si = 0´20%, P = 0´009%, S = 0´008%). Laminado en caliente, enfriado en el horno desde 870ºC. Se observan claramente las colonias perlíticas y los cristales de ferrita proeutectoide. Poseen contornos irregulares debido a la fuerte deformación en caliente sufrida por la austenita, antes del enfriamiento en el horno.

Figura.11 (b): Acero hipoeutectoide_ X2500 y X5000 (0´35% de carbono en masa).

Detalles a mayores aumentos.

30

Figura.12 : Acero hipoeutectoide_ X800 (0´35% de carbono en masa)

Micrografía, mediante Microscopia Óptica Convencional, del acero de la Fig.11 ,con el mismo tratamiento térmico.

31

Figura.13 (a): Acero hipoeutectoide en bruto de colada_ X100 (0´25% de

carbono en masa) (C = 0´25%, Mn = 0´65%, Si = 0´24%, P = 0´014%, S = 0´012%). La ferrita y la perlita se presentan en estructura acicular o Widmannstätten. Esta estructura es típica de los aceros en bruto de colada y sin laminar ni forjar. Al enfriarse al aire (normalizado), desde temperaturas muy elevadas, el gradiente térmico impuesto es bastante severo y fuerza a la ferrita proeutectoide a adquirir morfologías aciculares. La perlita es más fina que en un acero normalizado y de formas más irregulares, lo que antiguamente se denominaba sorbita.

Figura.13 (b): Acero hipoeutectoide en bruto de colada_ X800 (0´25% de carbono en masa) Detalle a mayores aumentos. No se resuelve bien la perlita pero sí se observa una estructura laminar muy irregular, en cuanto a las morfologías de la cementita y a los espaciados interlaminares.

32

Figura.14 (a): Acero hipoeutectoide en bruto de colada_ X200 (0´25% de carbono en masa) (C = 0´25%, Mn = 0´65%, Si = 0´24%, P = 0´014%, S = 0´012%). Se trata del mismo acero de la figura anterior. Esta micrografía ha sido obtenida en Microscopia Óptica. Se observa, claramente, el carácter acicular de la ferrita, con una estructura Widmannstätten muy evidente.

Figura.14 (b): Acero hipoeutectoide en bruto de colada_ X400 (0´25% de carbono en masa) Detalles a mayores aumento

33

Figura.15(a): Acero hipereutectoide _ X1000 (1´30% de carbono en masa) (C = 1´30%, Mn = 0´30%, Si = 0´20%, P = 0´009%, S = 0´008%). Laminado en

caliente y enfriado en el horno desde 970ºC. Se observa una estructura de granos perlíticos, con la particularidad de que en sus límites aparece cementita proeutectoide de forma contínua. Esto es un grave problema para estos aceros en ese estado, ya que sus límites de grano son extremadamente frágiles. Lo normal es que se forjen cuidadosamente a temperaturas bajas o bien se les de un tratamiento de globulización. También es normal que estos aceros vayan aleados con cromo del 1% al 5% en masa, incluso hasta el 12%; produciéndose una globulización general, durante su forja o laminación en caliente.

Figura.15 (b): Acero hipereutectoide_ X2500 y X5000 (1´30% de carbono en masa)


34

Figura.16(a): Acero hipereutectoide _ X50 (1´30% de carbono en masa) (C = 1´30%, Mn = 0´30%, Si = 0´20%, P = 0´009%, S = 0´008%). Se trata del mismo

acero de la figura.15; pero las micrografías han sido obtenidas en Microscopia Óptica, con el fin de resaltar aún más la precipitación de la cementita proeutectoide en los límites de grano austeníticos. Obsérvese la tupida red de cementita que engloba a los granos de perlita.

Figura.16 (b): Acero hipereutectoide_ X250 (1´30% de carbono en masa) Detalles a mayores aumentos.

35

Figura.16 (c): Acero hipereutectoide_ X500 (1´30% de carbono en masa) Detalles a mayores aumentos en campo oscuro.

Figura.16 (d): Acero hipereutectoide_ X500 (1´30% de carbono en masa) Detalles a mayores aumentos en campo oscuro y filtro verde.

36

Figura.17 (a): Acero de ultraalto contenido en carbono _ X1000 (1´85% de carbono en masa)

(C = 1´85%, Mn = 0´11%, Si = 0´03%, P = 0´21%, Ni = 0´06%, Cr = 0´15%, Cu = 0´04%). Se trata de una de las composiciones químicas típicas de los Aceros de Damasco. En la micrografía se observan granos perlíticos con abundante cementita proeutectoide en límite de grano. Debido al enfriamiento al aire, desde los 1150ºC, aparece también cementita acicular (Widmannstätten) proeutectoide, típica de estos Aceros de Damasco. Un enfriamiento lento en horno, hubiera permitido engrosar la cementita de los límites de grano y evitar la aparición de la cementita acicular, operación típica de los herreros musulmanes medievales.

Figura.17 (b): Acero de ultraalto contenido en carbono _ X2000 (1´85% de carbono en masa)


37

Figura.18 (a): Acero hipoeutectoide_ X1000 (0´35% de carbono en masa) (C = 0´35%, Mn = 0´30%, Si = 0´20%, P = 0´009%, S = 0´008%). Laminado en caliente, enfriado en el horno desde 870ºC durante una hora y “templado” en agua desde esa temperatura. La estructura que se observa es totalmente martensítica. Esta martensita, de carácter acicular, es muy difícil de observar en Microscopia Óptica Convencional. Se trata de una estructura muy dura y frágil. Generalmente, estos aceros, con este temple, suelen ser revenidos para aumentar su tenacidad y disminuir la fragilidad.

Figura.18 (b): Acero hipoeutectoide_ X1000 y X5000 (0´35% de carbono en masa)


38



39



40

Figura.21 (a): Martensita revenida_ X20000 (0´35% de carbono en masa) Se trata del acero de la Fig.18, pero con un tratamiento de revenido a muy baja

temperatura (350ºC, durante 2 horas). El carbono escapa de la red de la martensita, formando unos carburos de hierro de tamaño muy pequeño, hecho que logra relajar las tensiones de la martensita original, ablandándola según convenga. Este acero aún conserva una gran parte de su dureza aunque habiendo aumentado su tenacidad.

Figura.21 (b): Martensita revenida_ X50000 y X100000 (0´35% de carbono en

masa) Detalles a mayores aumentos.

41

Figura.22 (a): Martensita revenida_ X1000 (0´35% de carbono en masa) Se trata del acero de la Fig.18, con un tratamiento de revenido a alta

temperatura, y muy prolongado (660ºC, durante 4 días). Se observa una matriz completamente ferrítica con carburos de hierro (cementita) globulizados de gran tamaño, distribuidos aún, siguiendo las orientaciones de las primitivas agujas de martensita.

Figura.22 (b): Martensita revenida_ X5000 y X15000 (0´35% de carbono en

masa) Detalles a mayores aumentos.

42

Figura.23 (a): Cementita globulizada_ X1000 (1´30% de carbono en masa) Se trata del acero hipereutectoide de la Fig.16. Por su alto contenido en

carbono es relativamente fácil globulizarlo. El recocido de globulización consistió en un calentamiento a 740ºC seguido de un enfriamiento lento. Se puede conseguir sin elevar tanto la temperatura, pero aumentando considerablemente el tiempo de calentamiento. Es una estructura ferrítica con carburos de hierro globulizados regularmente distribuidos. Estos aceros así, son muy mecanizables, de gran tenacidad y gran resistencia al desgaste.

Figura.23 (b): Cementita globulizada_ X5000 (1´30% de carbono en

masa) Detalle a mayores aumentos.

43

Figura.24 (a): Acero hipoeutectoide laminado normalizado_ X300 (0´35% de carbono en masa) Estructuras en bandas. Los aceros laminados, y forjados en general, presentan estructuras en bandas muy características. En la micrografía, se observa un acero hipoeutectoide. Se trata del mismo acero de la Fig.11, pero en un corte longitudinal al eje de la barra. Se pueden observar, muy claramente, como aparecen alineados los cristales de ferrita y las colonias de perlita. Se suelen observar, así mismo, cristales alargados de sulfuro de manganeso en la dirección de laminación. Esta estructura, siempre que se utilice en el trabajo mecánico, en la orientación adecuada, esto es, con esfuerzos axiales a ese eje longitudinal, presenta unas características de resistencia y elasticidad más elevadas.

Figura.24 (b): Acero hipoeutectoide laminado normalizado_ X1000 y X2500 (0´35% de carbono en masa)


44

Figura.25 (a): carburos en bandas_ X1000 (1´85% de carbono en masa). Se trata del acero de la Fig.17. La estructura que se observa es de carburos esferoidizados (globulizados) alineados en la dirección de conformación plástica en caliente. La temperatura de trabajo fue ligeramente superior a la eutectoide. Esta globulización suele ocurrir muy frecuentemente en aceros de alto contenido en carbono, o en aquellos que estén aleados con cromo. Los glóbulos más groseros, pertenecen a la cementita primaria que rodeaba los límites de grano austeníticos, y los más finos, se corresponden con la globulización de la cementita de la perlita.

Figura.25 (b): carburos en bandas_ X5000 (1´85% de carbono en masa). Detalle a mayores aumentos.

45

II.4. Tratamientos isotérmicos del acero. Diagramas TTT (Temperatura-Tiempo-Transformación).

Dependiendo del gradiente térmico impuesto durante el enfriamiento de los aceros al carbono, desde el campo austenítico, pueden darse tres situaciones muy distintas: 1.- Crecimiento Cooperativo. La ferrita y la cementita cooperan en su nucleación y crecimiento apareciendo estructuras laminares: perlitas groseras y perlitas finas. La cooperación significa que, las dos fases, nuclean y crecen conjuntamente más deprisa que si lo hicieran por separado. (Fig.26, Perlita Fina). 2.- Crecimiento No Cooperativo. Éste se da mucho en aquellos eutécticos y eutectoides donde la cinética de formación de ambas fases es muy diferente. En este caso, la ferrita, cúbica centrada en el cuerpo, es una fase metálica convencional, de cinética de formación fácil y rápida; mientras que, la cementita es un compuesto intermetálico que consiste en un paralelepípedo ortorrómbico, de cinética de formación más lenta y complicada. Si, para enfriamientos lentos, la cooperación es posible entre ambas fases, en el caso de gradientes térmicos muy severos, las diferencias cinéticas se ponen de manifiesto, evidenciándose entre ellas un divorcio muy claro. La ferrita nuclea y crece primero en forma acicular y el carbono segregado a la interfase va formando los carburos de hierro.

Para el caso de la bainita superior, la velocidad de formación impuesta aún le permite nuclear y crecer a partir de los límites de grano austeníticos y, por tanto, siempre son semiaciculares con carburos, de morfologías prismáticas, en la interfase , paralelos a ésta, más o menos discontinuos, dependiendo del contenido en carbono del acero. (Fig.26, Bainita Superior). A veces, la bainita superior crece simultáneamente, en direcciones opuestas en un mismo límite de grano, hacia el interior de diferentes granos austeníticos, presentando morfologías en pluma de ave o estrelladas. (Fig.26, Bainita Superior).

La bainita inferior se forma a gradientes térmicos en los que la velocidad de

enfriamiento es tan severa, que no le permite seleccionar los límites de grano y, por tanto, nuclea y crece en el interior de los granos de austenita, en aquellos planos más favorables, por lo que sus morfologías aciculares presentan estructura Widmannstätten. Consiste en acículas de ferrita completas, con carburos formados en las interfases de éstas; pero, al contrario que en la bainita superior, estos carburos aparecen radiales formando, con la interfase de las acículas de ferrita, ángulos de 60º (Fig.26, Bainita Inferior).

A partir de estos gradientes de temperatura, la austenita no tiene

posibilidades cinéticas de descomponerse en las fases de equilibrio del Diagrama Fe-C: ferrita y cementita. Prácticamente, no hay tiempo para la difusión del carbono; por lo tanto, se produce una transformación de no equilibrio y adifusional llamada martensita. La martensita, ya descrita anteriormente, queda con una gran acritud, lo que le proporciona una elevada dureza de la que se deriva , también, una fragilidad notable. Su morfología es de aspecto acicular, que se puede observar muy claramente en Microscopia Electrónica de Barrido, en probetas atacadas con Nital. Son aún más visibles cuando el alto contenido en carbono, o la presencia de

46

ciertos elementos de aleación, consiguen que quede un apreciable contenido de austenita retenida a temperatura ambiente (sin descomponer ni transformar en martensita). En estos casos, su aspecto morfológico, es muy parecido a la bainita inferior. Pero sólo en Microscopia Óptica se podría producir confusión ya que en Microscopia Electrónica de Barrido, a mayores aumentos, la martensita no presenta los carburos típicos de bainita superior. Con ataque de Nital, las agujas de ferrita de la bainita superior se disuelven, quedando su huella y los carburos pertinentes; mientras que la martensita sólo se dibuja levemente.

Como resumen podríamos esquematizar lo comentado anteriormente tal y

como se muestra en la Figura.26.

47

Figura.26: Esquema tratamientos isotérmicos del acero.

• PERLITA GROSERA: enfriamiento en horno o normalizado

• PERLITA FINA (Troostita, perlita nodular)

• BAINITA SUPERIOR

• BAINITA INFERIOR

• MARTENSITA

C

RE

CIM

IEN

TO

C

OO

PE

RA

TIV

O

C

RE

CIM

IEN

TO

N

O

C

OO

PE

RA

TIV

O

TE

MP

LE

48

En la práctica industrial, están generalizados, los enfriamientos continuos desde el campo austenítico por su facilidad y economía. Pero en estos casos es muy difícil obtener perlitas finas (troostita) y, sobre todo, bainitas. Para conseguir estas estructuras y, en las proporciones convenientes, se debe recurrir a los tratamientos isotérmicos, en los que el acero debe enfriarse muy rápidamente desde una temperatura superior a la eutectoide y mantenerse a otras temperaturas, en baños de sales fundidas o metales fundidos, el tiempo requerido para obtener distintas proporciones de perlita fina, bainitas y/o martensita. Por tanto, sólo en aquellos aceros de calidad, en los que se pretenda obtener unas características mecánicas muy interesantes, se recurre a este tipo de tratamiento. Para ello es muy importante la cinética de las transformaciones, lo que requiere un control riguroso tanto de la temperatura como del tiempo de transformación.

Todo esto es fácil de entender si se observa un diagrama TTT (Temperatura-Tiempo-Transformación). Para ello vamos a poner un ejemplo sencillo de un acero eutectoide (0´8% C en masa), como el de la Figura. 27.

Como se observa en él, se representa la temperatura en el eje de las y, en grados centígrados y, el tiempo en el eje de las x, en segundos. Las líneas de transformación de austenita inestable en las diferentes estructuras perlíticas, bainíticas y martensíticas aparecen dibujadas, formando una típica nariz. La línea curva de la izquierda significa el comienzo de una transformación cualquiera; mientras que la línea curva de la derecha muestra la finalización de dicha transformación. En el interior de ambas aparece una línea discontinua que se corresponde con el 50% de la transformación. El perfil de la nariz se interrumpe por abajo con el inicio y finalización de la transformación martensítica. En la parte superior, por encima de la temperatura eutectoide, se sitúa el campo de estabilidad de la austenita; por lo tanto, el tiempo de la transformación se empieza a contabilizar en el momento de cruzar la isoterma eutectoide y se entra en el campo de la austenita inestable.

49

Figura.27: Diagrama TTT (Temperatura-Tiempo-Transformación, de un acero eutectoide)

50

En la Figura del diagrama TTT mencionado se señalan tres posibles recorridos de enfriamiento diferentes: 1, 2 y 3. Estos recorridos pueden ser muy distintos; jugando siempre, con los tiempos de transformación en los baños de sales fundidas o metales fundidos, preparados a las diferentes temperaturas, adecuados al resultado final pretendido.

El recorrido 1 es un tratamiento muy interesante, para aceros especiales, denominado Austempering, con el que se pretende que la pieza obtenga una estructura bainítica de características mecánicas muy sobresalientes. Para ello se enfría rápidamente la pieza por inmersión en un baño de sales fundidas, a una temperatura de entre 280ºC y 350ºC, y se deja allí el tiempo necesario para que se inicie la transformación a bainita inferior, en este caso, hasta atravesar todo el grueso de la nariz de transformación. A esas temperaturas, sólo hay que mirar el eje de las x, y así saber cuál es el tiempo necesario para que se complete la transformación. Después se enfría y la pieza queda con la estructura totalmente bainítica.

El recorrido 2 es tratamiento de temple, pero muy interesante, para conseguir en piezas de cierto grosor la penetración de este tratamiento. En las piezas de cierto espesor, la zona del núcleo no se enfría a la misma velocidad que las zonas periféricas, por lo que suele ocurrir que templen éstas y no el interior. Pues bien, con el Martempering, que es el nombre que recibe este tratamiento, se palia en gran parte este efecto no deseado. Se enfría muy rápidamente en un baño de sales fundidas, a una temperatura ligeramente superior a la de inicio de la transformación martensítica, por ejemplo 250ºC (Fig.27 del Diagrama TTT propuesto), y se mantiene el tiempo necesario, sin llegar a entrar en la línea de inicio de la transformación bainítica (línea izquierda de la nariz de transformación) procediéndose, a continuación, a su enfriamiento rápido en agua con sal muera u otros medios de temple. Se consigue, de esta forma, una transformación martensítica bastante completa y homogénea.

El recorrido 3, es un ejemplo cualquiera, para obtener una mezcla de estructuras diferentes, que pueden aportar unas características muy definidas a una pieza de acero. Como vemos en la Figura 27 del Diagrama TTT enfriamos rápidamente en baño de sales fundidas (en este caso puede ser con metales fundidos) hasta una temperatura de 650ºC, campo de existencia de la transformación a perlita grosera; durante un tiempo bien medido, que viene marcado en el eje de tiempos, en segundos. En este caso el tiempo lo marca el conseguir llegar y detenernos en la línea de trazo discontinuo, que marca el 50% de transformación de la austenita inestable a perlita grosera. En ese momento se vuelve a enfriar muy rápidamente, ese 50% de austenita inestable, en baño de sales fundidas, hasta los 400ºC. Ahí continua el tiempo de transformación de la austenita inestable a bainita superior, que es la estructura que aparece a esas temperaturas. Comienza la transformación y esperamos el tiempo necesario para que se produzca, en esta caso, el 100% de la transformación del 50% de austenita inestable que quedaba a bainita superior. Después, se procede al enfriamiento de la pieza hasta temperatura ambiente, habiéndose conseguido una estructura final formada por 50% de perlita grosera y 50% de bainita superior. Naturalmente, se podría haber interrumpido en la línea del 50% la transformación completa a bainita superior, templando en agua desde ese tiempo; consiguiéndose así una estructura formada por 50% de perlita grosera, 25% de bainita superior y 25% de martensita.

51

Las posibilidades son infinitas; como así resultan las propiedades que se derivan de la combinación de las diversas estructuras, en porcentajes que se pueden controlar, diseñando diversos recorridos. Estos tratamientos son caros; sin embargo, resultan imprescindibles en la fabricación de piezas de calidad.

Antes de finalizar, hay que reseñar que cada acero, según su contenido en carbono y la presencia o no de ciertos elementos de aleación, presenta un Diagrama TTT distinto; aunque todos interpretables de la misma manera que hemos hecho para nuestro Diagrama TTT de una acero de composición eutectoide. El contenido en carbono influye notablemente en que la nariz se desplace a izquierda o derecha. El aumento en el contenido en carbono la desplaza hacia la izquierda de una forma muy notable y, la disminución en el contenido en carbono, hacia la derecha. Esto tiene consideraciones importantes para conseguir el resultado deseado. La presencia de ciertos elementos de aleación influye en la estabilidad de la austenita y los otros componentes de los aceros al carbono, afectando a las temperaturas de transformación, lo que inevitablemente trae como consecuencia, cambios de forma en la nariz del Diagrama TTT.

Resumiendo, hay que saber desde un principio, que cada acero tiene su Diagrama TTT, en el cual vienen fijadas las temperaturas y tiempos de transformación; aunque la manera de operar es siempre la misma: enfriamientos rápidos en baños de sales fundidas, o metales fundidos, y permanencia en ellos los tiempos pertinentes que marque el correspondiente Diagrama TTT.

52

- Estructuras Metalográficas.

Vamos a observar detenidamente las estructuras correspondientes a la perlita fina (nodular, troostita), bainita superior y bainita inferior.

Figura.28 (a) : Acero hipereutectoide_ X250 (1´12% de carbono en masa) (C = 1´12%, Mn = 0´30%, Si = 0´22%, P = 0´012%, S = 0´010%). Enfriada

rápidamente desde el campo austenítico a 550ºC-600ºC, mantenida a esa temperatura hasta la línea del 50% de transformación y, posteriormente, templada en agua. Se observan nódulos de perlita fina en una matriz de tono más oscuro de martensita. La perlita es de espaciado interlaminar extremadamente fino y los contornos de las láminas son muy irregulares.

Figura.28 (b): Acero hipereutectoide_ X10000 (1´12% de carbono en masa). Detalles a mayores aumentos.

53

Figura.29 (a) : Izquierda: imagen de microscopio electrónico, derecha: imagen de óptico. Acero hipereutectoide ligeramente aleado con wolframio_ X800 (1´17% de carbono en masa)

(C = 1´17%, Mn = 0´32%, Si = 0´24%, P = 0´014%, S = 0´009%, W = 1´00%). Enfriada rápidamente desde el campo austenítico a 550ºC, mantenida a esa temperatura hasta el 30% de transformación y, posteriormente, templada en agua. Se observa una estructura estrellada de bainita superior. Consiste en semi-agujas de ferrita que crecen a partir del límite de grano y carburos de hierro, más o menos discontinuos en la dirección de crecimiento de la ferrita. Se trata de bainita superior con morfologías estrelladas en una matriz más clara de martensita.

Figura.29 (b) : Acero hipereutectoide ligeramente aleado con wolframio_ X800 (1´17% de carbono en masa)


54

Figura.30 (a) : Acero hipereutectoide ligeramente aleado con wolframio_ X3000 (1´17% de carbono en masa)

(C = 1´17%, Mn = 0´32%, Si = 0´24%, P = 0´014%, S = 0´009%, W = 1´00%). Enfriada rápidamente desde el campo austenítico hasta los 375ºC, mantenida a esa temperatura hasta el 40% de transformación y, posteriormente, templada en agua. Se observa una matriz astillada de martensita y las agujas completas de bainita inferior, con estructura Widmannstätten en el interior de ella. Son agujas de ferrita (se observan los huecos dejados por el ataque del Nital) y cristales de carburo de hierro, en la interfase ferrita-martensita, formando ángulos característicos de 60º con el eje principal de la acícula ferrítica.

Figura.30 (b) : Acero hipereutectoide ligeramente aleado con wolframio_ X5000 (microscopia electrónica) y X15000 (electrones retrodifundidos) (1´17% de carbono en masa).


55

Figura.31 (a): _ Acero hipereutectoide ligeramente aleado con wolframio_

X400 (1´17% de carbono en masa) (C = 1´17%, Mn = 0´32%, Si = 0´24%, P = 0´014%, S = 0´009%, W = 1´00%).

Se trata de una imagen obtenida en Microscopía Óptica, del mismo acero de la figura anterior, para poder observar cómo la bainita superior aparece nucleando y creciendo en los límites de grano de la austenita, con morfología de pluma de ave; mientras que, la bainita inferior nuclea y crece en el interior de los granos. Ambos constituyentes aparecen oscurecidos frente a la matriz, más clara, de martensita y austenita retenida.

Figura.31 (b): _ Acero hipereutectoide ligeramente aleado con wolframio_

X400 (1´17% de carbono en masa), obtenido con filtro verde.

56

II.5. Tratamientos termoquímicos: estructuras metalográficas. En los aceros de construcción, y en aquellos que se utilizan para maquinarias y motores, los procesos de fabricación tratan de conseguir que las propiedades mecánicas, en la totalidad de su masa, sean lo más homogéneas posibles. Sin embargo, existen piezas para máquinas y motores a las que se le solicitan características muy distintas en la superficie y el núcleo. Hay situaciones en las que se necesita una gran dureza superficial y resistencia al desgaste y a la penetración, con un núcleo central muy tenaz para soportar los choques a que se ven sometidas estas piezas de acero. Para conseguir dichas propiedades mecánicas tan dispares, en una misma pieza, existen diferentes procedimientos industriales: cementación, cianuración, nitruración, sulfurización, temple superficial, depósito de capas duras (cerámicas o de aceros de alto contenido en carbono, cromado duro, etc.). Los procesos más comunes son los termoquímicos, fundamentalmente la cementación y nitruración, debido a las prestaciones mecánicas que se derivan de ellos y, sobre todo, a su bajo coste económico.

La cementación.

La cementación es el proceso de endurecimiento superficial más antiguo. Ha sido utilizado desde la Prehistoria (Edad de Hierro) hasta el presente; si bien en la antigüedad se utilizaba para endurecer la punta y el filo de armas y útiles de corte.

Consiste en aumentar el contenido en carbono en la superficie de la pieza de

acero en el seno de un ambiente cementante, manteniéndola un cierto tiempo a elevada temperatura. Después del temple de la pieza, ésta queda con una gran dureza superficial. La duración de la operación de cementación depende del tipo de medio cementante que se utilice:

Cementantes Tiempo (horas) Sólidos Carbón vegetal + BaCO3 6 – 10 Cianuro potásico 1 – 6 Líquidos NaCN + NaCl + Na2CO3 1 – 6 etc CO 1 – varios días Gaseosos C2H4 (etileno) 1 – varios días CH4 (metano) 1 – varios días

Las temperaturas de trabajo se sitúan en el campo austenítico; ya que la

austenita tiene mayor capacidad de disolución de carbono que la ferrita . Suelen oscilar entre 850ºC y 1000ºC, siendo la más utilizada los 900ºC. El procedimiento más utilizado se realiza a base de cementantes sólidos:

- Carbón vegetal 60% (cementante). - Carbonato de bario 20% (cementante). - Coke 20% (diluyente y homogeneizador de la mezcla). - Activadores: carbonato cálcico y carbonato sódico.

57

La capa más externa no debe superar nunca el 0´8% de carbono, ya que podría aparecer cementita en límite de grano (muy frágil; véase acero hipereutectoide). Después del temple se puede alcanzar entre 62 y 65 unidades Rockwell C (HRC). El espesor de la capa cementada oscila entre 0´50 y 1´50 milímetros, dependiendo de la utilización y tamaño de la pieza.

Para un acero de C = 0´15% en masa se puede conseguir, a 925ºC, una profundidad de capa de 1 milímetro en 4 horas y, de 1´50 milímetros en 8 horas.

Es muy importante que el material cementante no vaya compactado para que

permita la posibilidad de que quede algo de aire en la caja de cementar. Además, es importante saber que la penetración del carbono en el acero ocurre a través del monóxido de carbono formado. El contacto de este monóxido de carbono, formado con el oxígeno residual de la caja de cementar, con el hierro al rojo, provoca su descomposición en carbono naciente y dióxido de carbono, según la siguiente reacción:

2 C + O2 2 CO hierro al rojo

2 CO C + CO2

y para el carbonato de bario:

BaCO3 + calor BaO + CO2

alta temperatura

C + CO2 2 CO

El CO producido se descompone, en contacto con el hierro al rojo, según la reacción: 2 CO C + CO2 y el CO2 formado reacciona con el BaO: BaO + CO2 BaCO3 Es, precisamente, el carbono naciente formado en la superficie del acero al rojo el que penetra y difunde a través de su masa provocando el efecto de la cementación.

Los aceros empleados para cementación pueden ser aleados o no. Para el caso de aceros al carbono, el contenido en éste, varía entre el 0´08% y el 0´25% en masa, normalmente, salvo casos excepcionales. Un acero típico de cementación aleado se podría formular de la siguiente manera: C = 0´15%, Cr = 0´50%, Ni = 1´0%. aunque puede ir con mayor aleación. Un dibujo esquemático del proceso de cementación se muestra en la Figura.32.

58

Figura.32: Dibujo esquemático del proceso de cementación de piezas de acero con

cementantes sólidos

Material cementante: Material cementante: CCvegetal vegetal + + BaCOBaCO33

(compactación adecuada)(compactación adecuada)

HornoHorno

Caja de cementarCaja de cementar

Pieza de acero:Pieza de acero:FeFe--0´15 C0´15 C

Calentamiento a 925ºC durante 4 horas

C C C

C C

C C

CO

CO

CO

CO

CO

Proceso de cementación por difusión de C a alta temperatura

Capa cementadaCapa cementadaFeFe--0´80´8--0´9 C0´9 C

Pieza cementada en baño de temple; agua con salmuera

MartensitaMartensitaPieza de acero:Pieza de acero:FeFe--0´15 C0´15 C


Resultado final del proceso de cementación

Material cementante: Material cementante: CCvegetal vegetal + + BaCOBaCO33

(compactación adecuada)(compactación adecuada)

HornoHorno

Caja de cementarCaja de cementar


Calentamiento a 925ºC durante 4 horas

C C C

C C

C C

CO

CO

CO

CO

CO

Proceso de cementación por difusión de C a alta temperatura

Capa cementadaCapa cementadaFeFe--0´80´8--0´9 C0´9 C

Pieza cementada en baño de temple; agua con salmuera

MartensitaMartensitaPieza de acero:Pieza de acero:FeFe--0´15 C0´15 C


Resultado final del proceso de cementación

59

La nitruración.

El otro proceso termoquímico más empleado industrialmente para endurecer superficialmente aceros es la nitruración. La nitruración consiste en la absorción de nitrógeno, por parte del acero, consiguiéndose durezas superficiales comprendidas entre 650 y 1100 unidades Vickers (HV). Los aceros empleados para la nitruración suelen estar aleados con cromo, aluminio y molibdeno. Además, siempre están templados y revenidos antes de ser sometidos al proceso termoquímico. Las piezas, después de templadas y revenidas, se exponen a la acción de una corriente de NH3, a una temperatura próxima a los 500ºC. Temperaturas superiores forman capas de un eutéctico muy frágil denominado braunita. Esta denominación se debe a su descubridor el científico francés Hjalmar Braun, quien en 1905 descubrió la existencia de un eutéctico formado por hierro y nitruro de hierro (Fe4N), en las capas frágiles de los aceros nitrurados. Al calentarse el NH3, a temperaturas próximas a los 500ºC, se descompone según la reacción: 2 NH3 N2 + 3 H2

Este nitrógeno en contacto con el acero en caliente penetra en él como nitrógeno atómico. Su solubilidad es muy baja por lo que la penetración resulta bastante lenta. Con procesos normales, a 500ºC, de 20 a 80 horas de duración, se obtienen capas nitruradas de espesores entre 0´20 y 0´80 milímetros. Después del proceso, no es necesario enfriar las piezas rápidamente, ya que la dureza se ha conseguido; evitándose así las deformaciones que con estos enfriamientos se pueden producir.

Las distintas etapas del proceso de nitruración se pueden resumir de la siguiente manera:

- Se mecanizan las piezas hasta que queden con un espesor de 2

milímetros, superior al de acabado final. - Se templan y revienen según las características mecánicas que se

deseen para la pieza en servicio. - Se acaba la mecanización de las piezas, dejándolas prácticamente en

las medidas finales. - Se protegen las zonas que no se desean endurecer y se limpia el resto

por desengrase. - Finalmente, se realiza el proceso de nitruración. - En algunos casos es necesario un ligero rectificado final.

Las ventajas de este proceso de nitruración son varias, entre las que se pueden

citar:

1. Gran dureza superficial. 2. Gran resistencia a la corrosión. 3. Ausencia de deformaciones, ya que el tratamiento térmico de temple y revenido

es anterior al proceso de nitruración y las características mecánicas conseguidas no se pierden durante éste.

4. Endurecimiento exclusivo de determinadas superficies de las piezas. 5. Retención, durante el servicio, de la dureza adquirida, hasta temperaturas

cercanas a los 500ºC. Un dibujo esquemático del proceso de nitruración se muestra en la Figura.33.

60

Figura.33: Dibujo esquemático del proceso de nitruración de piezas de acero

MMEECCAANNIIZZAACCIIÓÓNN

TTEEMMPPLLEE YY RREEVVEENNIIDDOO

AAJJUUSSTTEE DDEE LLAASS MMEEDDIIDDAASS FFIINNAALLEESS

PPRROOCCEESSOO DDEE NNIITTRRUURRAACCIIÓÓNN

RREECCTTIIFFIICCAADDOO FFIINNAALL

NH3

N N

NH3 + H2

N2 + H2

PPiieezzaass ppaarraa nniittrruurraarr

CCáámmaarraa ddee nniittrruurraarr aa 550000ººCC

61

En la actualidad comienza a imponerse un nuevo método de nitruración, más eficaz y controlado y con un mayor compromiso con el medio ambiente, que es, la nitruración por plasma; también denominada iónica. Se realiza de forma parecida a la descrita anteriormente con el NH3 gaseoso, sobre la pieza acabada, utilizándose temperaturas de entre 275ºC y 580ºC, en función del acero base y los resultados que se pretendan obtener. Con este nuevo método es más fácil controlar el espesor de capa y una mayor limpieza en la pieza acabada; además, se pueden llevar a cabo procesos de carbonitruración.

La nitruración es un proceso muy extendido en nuestra industria actual, ya que eleva la vida de las piezas fabricadas, tanto de aceros al carbono como aleados, en aplicaciones, como:

o Cojinetes, engranajes, ejes, usillos, tornillos de precisión, piñones, útiles compuestos, levas, cuñas, guías, etc…

o Componentes de transmisión de energía y trabajo, anillos de sincronización o convertidores de esfuerzos,…

o Elementos de motores de alto rendimiento, incluidas partes térmicas altamente solicitadas,…

o Elementos dinámicos de la hidráulica y neumática,… o Estampas y moldes de prensa metal-metal,… o Herramientas de corte, fresas, brocas,… en las que mejora la

capacidad de corte. o Moldes para plástico, en plásticos metalizados se da una mejor

resistencia a desgaste y oxidación,… o Moldes de inyección. o Utillajes y herramientas de forja. o Utillajes y herramientas de la matricería, en general. o Cámaras de motores Wankel. o Camisas de inyección. o Sector naval y aeronáutico.

Sin embargo, no quiero pasar por alto otros tipos de recubrimientos superficiales, que pueden ser una opción interesante en algunas aplicaciones, tanto para aceros al carbono como aleados: Método PVD (Physical Vapour Deposition) y Método CVD (Chemical Vapour Deposition).

Método PVD Consiste en la deposición de materiales muy duros (TiC, TiN, TiCN, AlTiN, etc)a temperas entre 200ºC y 500ºC. Como vemos, las temperaturas utilizadas están por debajo de las temperaturas de revenido, lo que implica no tener que volver a templar. Se consigue una alta estabilidad dimensional, con espesores de capa de 2 a 4 micrómetros y, en algunos casos, de 6 a 9 micrómetros. No es un proceso universal para todo tipo de piezas.

Método CVD Se trata de la deposición de materiales duros depositados en fase gaseosa a temperaturas de 1000ºC. Tras el proceso de recubrimiento, se aplican los tratamientos térmicos convenientes en vacío según sea el acero base. Se consigue una alta dureza superficial, excelente resistencia a la adherencia de la capa depositada, espesores de capa de entre 6 y 9 micrómetros, revestimientos de contornos exactos, y también en taladros, agujeros ciegos, etc.

62

- Estructuras Metalográficas.

Vamos a observar unas estructuras metalográficas, referentes al proceso de cementación, como ejemplo de los procesos termoquímicos.

Figura.34 : Acero cementado hipoeutectoide X500 (0´10% de carbono en masa) (C = 0´10%, Mn = 0´30%, Si = 0´25%, P = 0´021%, S = 0´018%).

Se trata de un acero suave de partida sometido a cementación, con cementantes sólidos, a 920ºC durante 4 horas. Se observa de derecha a izquierda como va disminuyendo el contenido en carbono, por el aumento progresivo de cristales de ferrita. El lado derecho se corresponde a la superficie exterior de la pieza. La profundidad aproximada de la capa es de unos 0´65 mm.

63

Figura.35 : _ Acero cementado hipoeutectoide_ X250 (0´10% de

carbono en masa) (C = 0´10%, Mn = 0´30%, Si = 0´25%, P = 0´021%, S = 0´018%,). El acero anterior, después de la cementación, se somete a una operación de temple y revenido para alcanzar la dureza deseada en la superficie de la pieza. Esto es lo que se observa en esta micrografía, correspondiente a la hoja de acero de la espada denominada Tizona, que se encuentra actualmente depositada en el Museo Arqueológico de Burgos (es una espada gineta medieval del siglo XI). La zona de derecha, en contacto con la superficie exterior aparece con estructura martensítica revenida.

64

Figura.36 : Acero cementado hipoeutectoide_ X400 (0´10% de carbono en masa) (C = 0´10%, Mn = 0´30%, Si = 0´25%, P = 0´021%, S = 0´018%,). Se trata del mismo acero cementado de la Figura.34. La secuencia de micrografías, realizadas en Microscopia Óptica con filtro verde, muestra la transición de la zona exterior cementada al interior del acero de 0´1% de carbono en masa. La profundidad de la capa cementada es de unos 0´65 mm de espesor. Se pueden observar las estructuras perlíticas ya que, aún no se le ha realizado la operación de temple.

65

III. BIBLIOGRAFÍA RECOMENDADA

“Metallography of Phase Transformations”. G.A. Chadwick. Edit. by Butterword & Co, London 1972.

ASM Handbook Volume 9 “Metallography and Microstructures”.

10 edition (December 30, 2004).

“Physical Metallurgy Principles”.

Robert E. Reed-Hill. Edit. by D. Van Nostrand Company, 1973.

“Tratamientos Térmicos de los Aceros”.

J. Apraiz Barreiro. Edit. Dossat, S.A., Madrid 1982.

“Interpretation of Metallography Structures”.

William Rostoker and James R. Dvorak. Edit. Academic Press, New York, San Francisco, London 1977.

“A History of Metallography”.

Cyril Stanley Smith. Edit. by The University of Chicago Press, Chicago, Illinois, USA 1960.

“Phase Transformations in metals and alloys”. D.A. Porter and K.E. Easterling. Edit. By Van Nostrand reinhold Company Ltd., New York (USA) 1981.

66

“ESTRUCTURAS METALOGRÁFICAS DE ALEACIONES HIERRO – CARBONO. PARTE- II: FUNDICIONES.”

por

Antonio J. Criado Portal Profesor Titular del Departamento de Ciencia de los Materiales e Ingeniería Metalúrgica. Facultad de Ciencias Químicas. Universidad Complutense de Madrid. 28040 MADRID.

Madrid, Noviembre de 2008

67

Dedicado in memoriam al profesor Werner Müller, que me enseñó las claves de la docencia y la investigación.

68

AAAgggrrraaadddeeeccciiimmmiiieeennntttooosss Mi agradecimiento a Alfonso y Eugenio, por la calidad de las micrografías obtenidas en el MEB, del CAI de Microscopia Electrónica (Luis Bru), de la Universidad Complutense de Madrid. A Laura García Sánchez, por ser la infantería que resuelve todos los problemas tácticos para sacar adelante estas publicaciones, a Lola Humanes, por conseguir mejorar las micrografías más complicadas y, a Fernando Olazábal, por su saber informático, buen gusto y generosidad. A mis discípulos Juan A. Martínez García, Jorge Chamón Fernández y Antonio J. Criado Martín, por su colaboración. El Autor.

69

“Cuando la obra satisface al juicio, ¡qué triste para el juicio!. Cuando la obra se sobrepone al juicio, como en esos artistas que se asombran de haber trabajado con acierto, peor todavía. Que el juicio se sobreponga a la obra: ésta es la señal perfecta. Si un joven se encuentra en ese caso, se hará excelente artista; sus obras serán poco numerosas, pero llenas de cualidades suficientes para admirar con su perfección a los hombres. El pintor que no dude de sí mismo progresará poco. Cuando la obra sobrepase el juicio del artista, el artista no se elevará; cuando el juicio sobrepase a la obra, la obra mejorará indefinidamente, a menos que se oponga la avaricia”.

“Consideraciones morales”. Tratado de la Pintura.

LEONARDO DA VINCI (1452-1519).

70

I. INTRODUCCIÓN

Son aleaciones hierro-carbono con contenidos en carbono que pueden ir desde el 2´1% al 4´5% en masa, en las fundiciones comerciales actuales. Las acompañan, habitualmente, elementos como: silicio, manganeso, fósforo o azufre. En las aleadas pueden existir elementos como: níquel, cromo, molibdeno, magnesio, etc. , en porcentajes muy variables.

Su fabricación es más fácil y menos costosa que la de los aceros. Son aleaciones típicas de moldeo; aunque en algunos casos, por su particular ductilidad, puedan ser forjables. Las temperaturas de operación son más bajas, lo que reduce considerablemente su coste final. Algunas fundiciones grises son más fácilmente mecanizables que la mayoría de los aceros. Como aleaciones de moldeo poseen una serie de ventajas:

- Se pueden moldear piezas de grandes o pequeñas dimensiones y de formas complicadas.

- Presentan una buena fluidez y colabilidad, lo que permite una buena reproducción del molde.

- A la excelente reproducción del modelo se une una mínima contracción de volumen.

- No se necesitan elementos refractarios especiales, como para el caso de los aceros.

Su fabricación, utiliza de partida, materiales muy baratos como son la

chatarra y el arrabio de horno alto. Salvo en el caso de las fundiciones aleadas, éstas mejoran o empeoran sus prestaciones dependiendo del nivel de ciertas impurezas como el silicio, manganeso, fósforo o azufre.

Si bien tuvieron un auge y utilización espectacular hasta finales del siglo

XIX, la fabricación de aceros de gran calidad las desplazó de muchas de sus aplicaciones debido, fundamentalmente, a que su mayor o menor calidad era casi una cuestión de arte o magia. Sin embargo, en las últimas décadas del siglo XX, las fundiciones han vuelto a reconquistar muchas de las posiciones perdidas frente a los aceros; compitiendo con ventaja con éstos en ciertas situaciones mecánicas. Este auge espectacular de las fundiciones se debe a que los medios de observación y estudio de las estructuras ha dado un vuelco enorme.

Estas nuevas técnicas de estudio han hecho que la fabricación de los

diferentes tipos de fundiciones deje de ser un arte, para ser una tecnología bien definida y controlada. Por tanto, su calidad actual unida a sus costes de producción las hace muy competitivas en nuestra industria actual.

Aparte de las ventajas e inconvenientes de las fundiciones frente a los

aceros, se trata de una familia de aleaciones muy diversas con estructuras muy variadas, donde se puede comprobar de forma muy didáctica la base fundamental sobre la que se ha construido la Ciencia de Materiales: “Estructura y Propiedades”. De ninguna manera se podría entender la Ciencia de Materiales sin entender esta relación. Así, las fundiciones, por sus peculiaridades estructurales, muy bien se las

71

puede considerar como un ejemplo muy claro y didáctico para el estudio de la relación entre “Estructura y Propiedades”.

Para una misma aleación, la composición química, forma, tamaño,

distribución y naturaleza de las fases y microcomponentes definen la estructura y, ésta, las propiedades que se derivan.

II. FUNDICIONES II.1. Fases, compuestos y agregados presentes en las fundiciones.

Hay fases, compuestos y agregados que ya conocemos de la Parte-I dedicada a los aceros: austenita, ferrita, cementita o perlita, amén de las bainitas. Sin embargo, quiero resaltar una cuestión que debe ser tenida en cuenta para el caso de la perlita, agregado eutectoide de ferrita y cementita, con un contenido en carbono de, aproximadamente, el 0’8% en masa. Pues bien, la presencia de notables porcentajes de silicio en las fundiciones puede hacer cambiar este contenido en carbono de la perlita variando del 0’8% al 0’5% cuando el contenido en silicio oscila entre el 0’5% y el 0’3% en masa.

También, en el caso de la ferrita, hay una advertencia que se refiere a la

dureza y resistencia más elevadas que en el caso de los aceros, por contener en disolución elevadas cantidades de silicio.

Hay que reseñar, así mismo, que excluyendo algunas fundiciones aleadas,

tanto la austenita primaria como la del eutéctico ledeburita, no existen a temperatura ambiente, ya que se transforman a perlita al enfriar por debajo de los 723ºC (Fig.1).

72

Figura.1: Diagrama de equilibrio del sistema hierro- carbono

73

- Grafito. La presencia de grafito, así como, su forma, tamaño y distribución, es la

que caracteriza las propiedades mecánicas de la mayoría de las fundiciones de interés industrial.

El grafito es uno de los estados alotrópicos del carbono. Posee una textura

compacta, blanda, de tacto untuoso, de color gris oscuro y brillo metálico, es buen conductor de la electricidad y cristaliza en el sistema hexagonal. Su nombre viene del griego “gráphein”, que significa: escribir, grabar, dibujar, etc. , debido a su utilización como material de escritura y dibujo desde tiempos antiguos. El sufijo “-ito”, proviene del latín “ites”, propio de nombres de fósiles y minerales. Posee un peso específico de 2´25 g/cm3, aproximadamente, 1/3 del que posee el acero.

En aquellas fundiciones en que aparezca grafito, fundiciones grises, la

naturaleza de éste junto a su forma, tamaño y distribución afectarán, notablemente, a las propiedades mecánicas de estos materiales. También es verdad, que estas propiedades mecánicas, que vienen muy afectadas por la presencia de grafito, además, están dictadas por la matriz de la fundición, ya sea perlítica, ferrítica, martensítica, bainítica, etc ., o mezcla de estas estructuras.

La presencia de grafito en las fundiciones reduce considerablemente, frente

a los aceros, la ductilidad, tenacidad y plasticidad de estos materiales; mejorando la resistencia al desgaste y a la corrosión.

De todas formas, estas pérdidas de tenacidad pueden ser mayores o

mínimas dependiendo de la morfología de los cristales de grafito presentes, junto a su tamaño y distribución.

La sociedad American Society for Testing Materials (ASTM),

conjuntamente con la American Foundrymen´s Society, poseen las especificaciones para clasificar los distintos tipos de grafito presentes en las fundiciones grises, tanto de su tamaño, clasificados del 1 al 6, como de su morfología, tipos A, B, C, D, E (ASTM A247-47) (Fig.2).

De estos últimos tipos de grafito, es el tipo A el que más interés suele tener

ya que se consiguen con él buenas prestaciones mecánicas; mientras que para los tipos D y E se evita, siempre que se pueda, su presencia. En esta clasificación no se contempla el grafito nodular del que ya hablaremos en su momento.

74

Figura.2: Cartas de clasificación de las láminas de grafito en las fundiciones grises, según ASTM A247-47 (Dibujos a mano alzada).

1 mm 0´25-0´5 mm 0´06-0´12 mm

0´5-0´1 mm 0´12-0´25 mm 0´03-0´06 mm

Nº 1 Nº 3 Nº 5

Nº 2 Nº 4 Nº 6

Figura.2a

1 mm 0´25-0´5 mm 0´06-0´12 mm

0´5-0´1 mm 0´12-0´25 mm 0´03-0´06 mm

Nº 1 Nº 3 Nº 5

Nº 2 Nº 4 Nº 6

Figura.2a

Tipo A Tipo B Tipo C

Tipo D Tipo E

Figura.2b


Tipo D Tipo E

Figura.2b


Tipo D Tipo E

Figura.2b

75

- Ledeburita. Es el agregado eutéctico que caracteriza el mundo de las fundiciones. Se

forma, durante el enfriamiento, a 1145ºC aproximadamente. Este agregado eutéctico está formado por un 52% de cementita y un 48% de austenita saturada (Fig.2). La austenita de la ledeburita no existe a temperatura ambiente ya que se transforma en perlita al enfriar por debajo de los 723ºC (Fig.2).

Se puede ver el agregado eutéctico correctamente, a temperatura ambiente,

ya que presenta agrupaciones eutécticas muy características como la célebre en nido de abeja.

La denominación del eutéctico Fe-C como ledeburita se debe a su

descubridor Karl Heinrich Adolf von Ledebur (1837-1906), metalúrgico alemán, que la observó en sus estudios sobre las fundiciones.

- Esteadita. Se trata de un eutéctico ternario cuya presencia es muy frecuente en las

fundiciones. La presencia del fósforo, en mayor o menor proporción, es la causante de este eutéctico ternario formado por: ferrita, carburo de hierro y fosfuro de hierro.

Es un agregado duro y frágil que solidifica a 950ºC, aproximadamente, por

lo que se localiza en los espacios interdendríticos. Endurece y fragiliza las fundiciones; a cambio aumenta notablemente su colabilidad. Esto exige un control riguroso del contenido en fósforo en cada caso.

La esteadita mejora, también, la resistencia al desgaste y a la corrosión.

II.2. Influencia en la microestructura de las fundiciones de los elementos de aleación.

Influencia del Silicio.

El silicio es un elemento fundamental en las fundiciones. Su influencia puede calificarse como muy importante. Es un elemento alfágeno y grafitizante de primer orden; por lo que el control de su contenido es trascendental para obtener un tipo u otro de fundición.

Su presencia, en mayor o menor cantidad, tiene un efecto semejante a un aumento en el contenido en carbono de la aleación. Además de ser grafitizante, aumenta de alguna manera, la cantidad de carbono presente, por lo que se ha hecho necesario definir el concepto de carbono equivalente, que se puede calcular según la fórmula siguiente:

C.E.: % C + ⅓ ( % Si + % P)

76

Como ya hemos comentado, el fósforo, suele ser un elemento muy

controlado, mientras que el silicio puede variar de forma notable. Así, entre el 0´1% y el 0´6% en masa, su influencia no es apreciable; sin embargo, en porcentajes comprendidos entre el 0´6% y el 3´5% en masa, su acción es muy efectiva y contribuye de forma notable a la aparición de grafito, es decir, a la obtención de fundiciones grises. El silicio suele encontrarse en las fundiciones disuelto en la ferrita, endureciéndola fuertemente.

Influencia del Manganeso.

El manganeso es un desulfurante enérgico. Se utiliza, básicamente, para

eliminar el azufre en aceros y fundiciones. Para asegurarse esta eliminación de forma eficaz, se suele dejar un contenido en exceso de manganeso, de 0´3% a 0´4% en masa.

El manganeso es un elemento estabilizador de la cementita. Dificulta la

formación de grafito y tiene tendencia clara al blanqueo de las fundiciones; es decir, tiene un efecto evidente para favorecer la obtención de fundiciones blancas.

La cantidad de manganeso presente debe conjugarse con las de fósforo de

tal manera que, para fundiciones de alto contenido en fósforo (0´7% a 0´9% en masa) la cantidad de manganeso no debe exceder del 0´4% al 0´5% en masa. En cambio, en fundiciones de altas prestaciones mecánicas, el manganeso puede subir hasta el 0´9% en masa y, por tanto, el fósforo debe bajar notablemente. El manganeso aumenta la resistencia mecánica de las fundiciones.

Influencia del Azufre.

Como se ha dicho anteriormente, si el contenido en manganeso es el

adecuado, la presencia de azufre se reduce notablemente disminuyendo de forma considerable sus posibles influencias negativas. La afinidad del azufre por el manganeso es tan elevada que gran parte del sulfuro de manganeso formado pasa a las escorias directamente, quedando una parte muy reducida en forma de inclusiones de color gris azulado.

Otro efecto claro del azufre es oponerse a la grafitización, favoreciendo, por

el contrario, la formación de cementita.

Influencia del Fósforo.

El contenido en fósforo aumenta la fluidez y favorece la colabilidad de las

fundiciones. Como en el caso del manganeso y el azufre, favorece la formación de cementita.

Forma el eutéctico ternario esteadita, que solidifica a 950ºC, y está formado

por hierro α (ferrita), fosfuro de hierro (Fe3P) y carburo de hierro (Fe3C).

77

Es muy importante controlar el contenido en fósforo de las fundiciones ya que, aunque favorece la colabilidad de éstas, perjudica su tenacidad fragilizándolas.

Influencia del Oxígeno.

Este elemento tiene un efecto antigrafitizante muy enérgico. Se presenta,

generalmente, en forma de inclusiones no metálicas, como: óxidos de hierro, manganeso, silicio y aluminio.

El contenido en oxígeno en las fundiciones puede oscilar entre el 0´002% y

el 0´2% en masa. Elevados contenidos en oxígeno perjudican gravemente la colabilidad de las fundiciones; provocando la aparición, durante la colada, de grandes rechupes.

Influencia del Hidrógeno.

Es habitual la presencia de hidrógeno en las fundiciones, provocando la

aparición de porosidad si el porcentaje es importante. El hidrógeno se genera a partir de la existencia de humedad en los moldes,

en el coque o por el vapor de agua presente en el aire de soplado. Hay una relación entre la solubilidad del hidrógeno y el contenido de silicio

en las fundiciones, corriendo paralelos ambos. Así si aumenta el contenido en silicio aumenta la solubilidad del hidrógeno.

Influencia de otros elementos de aleación.

Los elementos de aleación más utilizados en las fundiciones, al margen de

los obligados e inevitables antes citados, son: níquel, cromo, molibdeno, vanadio y cobre.

El níquel tiene un fuerte efecto grafitizante aunque es sólo la mitad que

posee el silicio. Aumenta la resistencia mecánica de las fundiciones. Sus adiciones pueden llegar hasta el 4%, en las fundiciones comunes y, en porcentajes mucho más elevados en las fundiciones aleadas.

Es un elemento gammágeno, estabilizador de la austenita; así, porcentajes

reducidos favorecen la formación de perlita, contenidos más elevados, entre el 5% y el 10% en masa, promueven la formación de martensita y, en el caso de sobrepasar estos contenidos, provocan la aparición de austenita a temperatura ambiente.

La presencia de cromo tiene una acción inversa a la del níquel y silicio,

favoreciendo la formación de la cementita y, por tanto, de perlita. Forma carburos complejos de cromo y hierro, muy estables con la temperatura y resistentes al desgaste.

78

La existencia de diferentes combinaciones de níquel y cromo nos permiten obtener fundiciones tenaces con grano fino y de gran resistencia mecánica, provocando una distribución muy homogénea del grafito en las fundiciones grises.

La adición de hasta el 1´2% en masa de molibdeno puede tener efectos

interesantes. No es grafitizante ni tampoco tiene tendencia clara a formar carburos. Se disuelve en la ferrita aumentando la resistencia de la fundición a la vez que provoca la distribución homogénea del grafito. Favorece la formación de perlita estable y en cantidades elevadas la aparición de estructuras aciculares y bainíticas; nunca de martensita o austenita.

El vanadio tiene un efecto estabilizador para los carburos mejorando, de

paso, el tamaño y distribución del grafito en las fundiciones grises. El vanadio, al igual que el molibdeno, aumenta la resistencia mecánica de las fundiciones; aunque su presencia, de existir, se ajusta normalmente a un 0´2% en masa.

El cobre es débilmente grafitizante y aumenta la resistencia de las

fundiciones siendo éstas sus características más reseñables. Se utiliza, principalmente, en fundiciones de bajo contenido en carbono.

II.3. Clasificación y naturaleza de las fundiciones. Las clasificaciones son interesantes porque ayudan a homogeneizar los conocimientos en cualquier materia. Sin embargo, no siempre pueden ajustarse, cien por cien, a los entes que se clasifican. Y esto ocurre también en el caso de las fundiciones. Debido a que, en ocasiones los productos industriales no son clasificables de una forma clara, se recurre a ciertos conceptos que los definen, aunque no estén contemplados en la tabla clasificatoria. Por tanto, vamos a intentar poner luz en el tema de las fundiciones de la forma más comprensible posible.

- Fundición Blanca. Son aquellas fundiciones hipo, hiper o eutécticas que tienen todo el

carbono en forma de cementita (carburo de hierro), bien primaria, eutéctica o en el constituyente perlítico.

El nombre le vino, desde un principio, por el color blanco brillante de las

superficies de fractura; debido a su alto contenido en carburos de hierro. La presencia de gran cantidad de cementita, muy dura, hace que estas

fundiciones sean frágiles; aunque, por otro lado, son extremadamente duras y resistentes al desgaste. Por tanto, sus aplicaciones tecnológicas se remiten a los casos en que se necesite una gran resistencia al desgaste sin que la ductilidad sea un factor muy relevante. Se utilizan bastante en las canteras y minerías: bolas de molinos, revestimiento de éstos, trituradores de rocas y minerales, tolvas, soleras de los cajones de camiones de transporte de minerales y rocas, etc., y también, en ruedas de vagonetas y vagones de ferrocarril, piezas de maquinaria muy diversas, etc. En algunos casos para ganar algo de tenacidad, se fabrican las piezas con fundición blanca en las zonas expuestas al desgaste y, con fundición gris, en el núcleo.

79

- Fundición Atruchada. Su denominación le viene por el aspecto escamoso brillante de las

superficies pulidas y atacadas con nital. No es un término muy utilizado actualmente. Estas fundiciones presentan el carbono en forma de cementita y de grafito. Es decir, son aquellas que contienen simultáneamente ledeburita y grafito.

Hay otras nomenclaturas que sustituyen al término atruchada ya que, al fin

y al cabo, se trata de fundiciones grises. Por tanto, es muy corriente denominarlas, dependiendo de la matriz de la fundición: fundición de matriz perlítica, de matriz ferrítica, etc.

- Fundición Gris. En las fundiciones denominadas grises, parte o todo el carbono se presenta

en forma de grafito. Generalmente, el aspecto de sus superficies de fractura es de color grisáceo debido a la presencia del grafito.

La matriz de estas fundiciones puede ser muy variada: perlítica, ferrítica,

ferriticoperlítica, austenítica (cuando son aleadas), etc. Se pueden distinguir tres grandes grupos dentro de las fundiciones grises: - Fundiciones grises corrientes. - Fundiciones grises maleables. - Fundiciones grises maleables con grafito nodular (o esferoidal).

Las fundiciones grises corrientes son aquellas que se obtienen directamente

por moldeo sin ningún tratamiento térmico posterior. Se pueden fabricar aleaciones con matriz muy diversa y la presencia de grafito con múltiples morfologías, dependiendo del tipo de enfriamiento, contenido en carbono y la mayor o menor presencia de silicio. El grafito puede adquirir formas aciculares, estrelladas, vermiculares, etc., y la matriz puede resultar ferrítica, perlítica o ferriticoperlítica.

- Fundición Gris Maleable. Es un grupo de fundiciones que después de ser obtenidas por moldeo,

como en todas las demás, sufren una serie de tratamientos térmicos, como son, recocidos de larga duración, con calentamientos y enfriamientos muy controlados.

El término puede inducir a error ya que no se trata con el tratamiento

térmico posterior al moldeo de obtener fundiciones forjables. Nunca, o casi nunca, se le efectúa ninguna operación de conformación plástica en frío o en caliente. Por tanto, la fundición maleable no se fabrica para posteriormente provocarles ningún tipo de deformación mecánica. El tratamiento de maleabilización, tal vez mal empleado, pretende obtener piezas por moldeo con propiedades mecánicas muy parecidas a los aceros, en aquellas situaciones en las que la forja o el estampado de los aceros puedan resultar muy costosas o imposibles.

80

Así, las fundiciones grises maleables, gracias al tratamiento de

maleabilización, ocupan en la actualidad un puesto destacado de las fundiciones grises por sus notables propiedades mecánicas: tenacidad, resistencia mecánica y maquinabilidad (facilidad de mecanización).

Las fundiciones grises maleables se clasifican, a su vez, en dos tipos

diferentes:

1.- Fundición maleable europea ( de núcleo blanco). 2.- Fundición maleable americana ( de núcleo negro).

La diferencia entre ambas sólo reside en la atmósfera del horno donde se realiza el tratamiento térmico de maleabilización. Mientras en la fundición maleable europea la atmósfera del horno es normal, por tanto, oxidante, en la americana se trata de una atmósfera controlada no oxidante.

Las consecuencias son, en el caso de la europea, que la superficie exterior

de las piezas presenta una matriz ferrítica, por la decarburación producida por la oxidación causante con la atmósfera del horno. Mientras que, en el caso de la americana esto no sucede.

Las fundiciones grises maleables con grafito nodular o esferoidal son el

grupo más novedoso de las fundiciones maleables. Su denominación les viene por la presencia del grafito con morfologías más o menos esferoidizadas. Esta morfología del grafito, que aporta una mayor tenacidad a la aleación, se consigue por la presencia de magnesio en pequeña proporción, del 0´04% al 0´07% en masa y, también, llevan pequeños porcentajes de níquel, del 0´8% al 1% en masa.

El efecto del magnesio es muy potente; obteniéndose aleaciones maleables

por moldeo sin necesidad de tratamiento térmico posterior. La aparición de estas aleaciones supuso un gran éxito ya que el ahorro económico del tratamiento de maleabilización es muy importante.

Hay casos en que se efectúan recocidos, a estas maleables de grafito

esferoidal, pero sólo cuando se pretende eliminar la matriz perlítica transformándola completamente en ferrítica. Con la presencia de níquel, estas fundiciones, se hacen muy resistentes a altas temperaturas y al desgaste.

- Fundición Aleada. Como en el caso de los aceros, la presencia de ciertos elementos de

aleación puede cambiar notablemente la estructura y, por tanto, las características mecánicas de las fundiciones. Al encarecer, de forma importante los costes, la presencia de elementos de aleación; estas fundiciones se diseñan para casos específicos en que se requieran unas prestaciones altas ante situaciones comprometidas.

Su clasificación no es fácil, aunque vamos a tener el atrevimiento de hablar

de algunos tipos concretos, de gran interés industrial, tratando de aclarar la gran variedad de fundiciones aleadas que se utilizan en la actualidad.

81

Las fundiciones aleadas más representativas de la gran variedad existente en la actualidad y que, de alguna manera, representan al resto del conjunto, podemos agruparlas de la siguiente forma (aunque siempre se podría incluir alguna más en estos tipos):

- Fundiciones Blancas Martensíticas: Ni-Hard. - Fundiciones de Alta Resistencia al Calor: Silal. - Fundiciones no Magnéticas Austeníticas. - Fundiciones Aleadas Nodulares (esferoidales): Ni-resist.

Fundición Blanca Martensítica: Ni-Hard.

Esta denominación de Ni-Hard se debe a la Mundial Nickel Company. Son

aleaciones con presencia de níquel y cromo; aunque, en ocasiones, puedan llevar algo de molibdeno.

Una Ni-Hard tipo podría formularse como: C.T.: 2´98%; Si: 0´67%; Mn:

0´77%; S: 0´06%; P: 0´06%; Ni: 4´18%; Cr: 1´82%. Se trata de aleaciones resistentes al desgaste y que mantienen una buena

tenacidad. La presencia de elementos de aleación, como el níquel y el cromo, en esas concentraciones, permite un temple al aire excelente para no provocar tensiones en esta operación, que podía ser causa, con un temple convencional en agua o aceite, de su fractura. Presenta una estructura de austenita residual en la que aparecen agujas de martensita, tanto en la austenita primaria como en la del eutéctico ledeburita. Se trata pues, de una fundición blanca hipoeutéctica, con martensita en austenita retenida y, el eutéctico ledeburítico, parcialmente degenerado.

Fundición de Alta Resistencia al calor: Silal.

Son un tipo de fundiciones aleadas, con alto contenido en silicio (alrededor

del 6% en masa), resistentes al calor de matriz ferrítica; combinando aceptablemente la relación entre resistencia al calor y tenacidad. También mejoran la resistencia a la corrosión, aunque es inferior a las Durirón con alto contenido en silicio (hasta el 16% en masa). El éxito de las Silal (contenido medio en silicio) y las Durirón (alto contenido en silicio), es la mejor tenacidad de las primeras. Además, las Silal son mecanizables.

Una formulación típica de una fundición Silal sería la siguiente: C.T.:

2´26%; Si: 6´44%; Mn: 0´88%; S: 0´04%; P: 0´08%.

Fundición no Magnética Austenítica.

Este tipo de fundiciones es resistente a la corrosión y poseen una excelente

tenacidad, acompañada de una buena resistencia mecánica y a la corrosión. La presencia de níquel en contenidos elevados, además de la presencia importante de manganeso y silicio, hacen que la matriz sea austenítica, por tanto, no magnética y, el grafito presente morfologías en copos pequeños y dispersos en localizaciones interdendríticas.

82

Una formulación típica para este tipo de aleaciones sería: C.T.: 3´32%; Si:

2´14%; Mn: 6´00%; S: 0´03%; P: 0´05%; Ni: 11´80%. Dentro de este grupo de Fundiciones Amagnéticas Austeníticas, se

encuentran también las Ni-resist y las Nicrosilal. Ambas se caracterizan por tener un alto contenido en níquel (entre el 15% y el 35% en masa), así como la presencia de cromo (del 3% al 4% en masa). En las Nicrosilal existe, asimismo, un contenido medio en silicio que oscila alrededor del 6% en masa.

Además de la excelente tenacidad de todas estas fundiciones con gran

contenido de níquel, exhiben una magnífica maquinabilidad (fácil mecanización). Formulaciones típicas de estas dos últimas clases de fundiciones

austeníticas amagnéticas, proponemos las siguientes:

o Ni-resist típica: C.T.: 2´57%; Si: 1´67%; Mn: 0´93%; S: 0´03%; P: 0´03%; Ni: 33´00%; Cr: 3´44%.

o Nicrosilal típica: C.T.: 1´99%; Si: 5´50%; Mn: 1´18%; S:

0´03%; P: 0´03%; Ni: 18´86%; Cr: 3´68%.

Fundición Aleada Nodular: Ni-resist.

Dentro de las fundiciones descritas en la anterior clasificación de

aleaciones de elevado contenido en níquel, Ni-resist, las que presentan grafito esferoidal son las más tenaces de todas las fundiciones grises, amén de las características propias de la familia de aleaciones Ni-resist.

Este grafito esferoidal, como ocurría en las fundiciones grises no aleadas,

se debe a la presencia de magnesio en porcentajes de, alrededor, 0´08% en masa. Esta presencia de magnesio es suficiente para conseguir una esferoidización muy efectiva del grafito.

Una formulación tipo de las Fundiciones Ni-resist nodulares (esferoidales)

es la que proponemos a continuación: C.T.: 2´63%; Si: 2´32%; Mn: 1´02%; S: 0´01%; P: 0´02%; Ni: 21´40%; Cr: 1´97%; Mg: 0´09%.

II.4. Preparación y observación de las probetas estudiadas.

Todas las probetas estudiadas, para todos los tipos de fundiciones que vamos a observar, han sido preparadas de la misma manera, con las precauciones lógicas, en el caso de las grises, para que el grafito presente no fuese arrancado durante las operaciones de desbaste y pulido.

El desbaste se llevó a cabo con papel abrasivo convencional de Buehler en

agua de diferentes grados y, el pulido, mediante alúmina α (0´3 µm) y alúmina γ (0´02 µm), también en medio acuoso. El ataque químico, para todas las probetas,

83

fue con el mismo reactivo: Nital al 4%. Los tiempos de ataque han variado adaptándose a cada microestructura de 10 segundos a 90 segundos.

La observación de las microestructuras se ha realizado mediante

Microscopia Óptica Convencional y Microscopia Electrónica de Barrido. En todos los casos se han obtenido imágenes digitales de alta resolución.

III. FUNDICIONES BLANCAS

Las fundiciones blancas pueden presentar tres estructuras básicamente distintas, según sea su composición en carbono, tanto teórico como equivalente: hipoeutécticas, eutécticas e hipereutécticas. Vamos a observar estructuras hipo e hipereutécticas, ya que las eutécticas sólo presentan el eutéctico ledeburita en toda su masa y éste, lo vamos a ver en ambas estructuras.

Es muy importante ver las diferencias entre ambas, que no es otra que, para

el caso de las hipoeutécticas, la fase primaria durante la solidificación es la austenita, fase “metálica” típica (c.c.c.), mientras que, en las hipereutéctica, la fase primaria es la cementita o carburos de hierro, compuesto intermetálico y fase “no metálica” típica. La austenita solidifica con formas dendríticas típicas y, la cementita, con morfologías alargadas cristalinas.

En todos los casos, la austenita no existe a temperatura ambiente,

exceptuando sus contornos adquiridos durante la solidificación. A temperatura ambiente presenta morfologías perlíticas, ya que durante el enfriamiento al pasar la isoterma eutectoide (Fig.1), se descompone en ferrita más cementita, eso sí, respetando escrupulosamente los contornos dendríticos de la austenita primaria y de la austenita del eutéctico ledeburita.

84

Figura.3(a): Fundición blanca hipoeutéctica (C.T.: 3´54%, C.E.: 3´68 % en masa). Imagen de la

izquierda en Microscopia Electrónica de Barrido e, imagen de la derecha, Microscopia Óptica (x100). (C.T.:3´54%; Si: 0´42%; Mn: 0´50%; S: 0´024%; P: 0´012%; Cr: 1%). Moldeada en coquilla. Se

pueden observar los brazos dendríticos de la austenita primaria y el eutéctico ledeburita en los espacios interdendríticos. La austenita aparece descompuesta en perlita.

Figura.3(b): Fundición blanca hipoeutéctica (C.T.: 3´54%, C.E.: 3´68 % en masa). Detalles a mayores aumentos, pudiéndose ver, claramente, cómo dentro de los contornos de la

austenita primaria y eutéctica aparecen morfologías perlíticas.

85

Figura.4: Fundición blanca hipereutéctica (C.T.: 4´32%, C.E.: 4´47 % en masa). Imagen superior en Microscopia Electrónica de Barrido e, imágenes inferiores en Microscopia Óptica (campo claro (X100) y campo oscuro (X200)).

(C.T.:4´32%; Si: 0´44%; Mn: 0´52%; S: 0´023%; P: 0´006%; Cr: 1´03%). Moldeada en coquilla. Se pueden observar los cristales alargados de cementita primaria y el eutéctico ledeburita con diferentes morfologías, en algún caso, en nido de abeja típico.

86

Figura.5: Fundición blanca hipereutéctica (C.T.: 4´32%, C.E.: 4´47 % en masa). Imágenes en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:4´32%; Si: 0´44%; Mn: 0´52%; S: 0´023%; P: 0´006%; Cr: 1´03%). Detalles a mayores aumentos de la Figura (4).

87

Figura.6(a): Fundición blanca fosforada hipereutéctica (C.T.: 3´74%, C.E.: 4´59 % en masa). Imágenes en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´74%; Si: 0´60%; Mn: 0´53%; S: 0´024%; P: 1´96%; Cr: 1´03%).Moldeada en coquilla. Se observa la estructura de una fundición hipereutéctica, como la descrita en la figura anterior, y la presencia del eutéctico ternario esteadita. Esta colonia del eutéctico ternario muestra de forma clara, en nido de abeja, el agregado de fosfuro de hierro y, en los huecos, las otras dos fases del ternario: ferrita y cementita, con morfología perlítica.

Figura.6(b): Fundición blanca fosforada hipereutéctica (C.T.: 3´74%, C.E.: 4´59 % en masa). Imágenes en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´74%; Si: 0´60%; Mn: 0´53%; S: 0´024%; P: 1´96%; Cr: 1´03%). Detalles a mayores aumentos de la Figura 6(a).

88

IV. FUNDICIONES ATRUCHADAS

Es un término más de aspecto que de diferenciación con otras fundiciones grises. Sin embargo, con el pretexto de escribir la estructura de una fundición atruchada, vamos a mostrar unas morfologías de gran estética e interesantes desde el punto de vista industrial. Para recordar, queremos dejar claro que las fundiciones atruchadas son aleaciones de transición entre las blancas y las grises. Se trata de fundiciones de matriz blanca (perlítica), con cementita, y presencia de grafito. El aspecto de escamas en su fractura se debe a esta combinación estructural.

89

Figura.7(a): Fundición atruchada hipereutéctica (C.T.: 3´50%, C.E.: 4´61 % en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´50%; Si: 3´31%; Mn: 0´49%; S: 0´021%; P: 0´008%).Moldeada en coquilla. Se trata de una fundición gris atruchada. Su estructura consiste en una matriz perlítica con algo de ledeburita y láminas de grafito de tamaño medio, dispersas por ella. En ocasiones, el grafito, aparece con morfologías estrelladas.

Figura.7(b): Fundición atruchada hipereutéctica (C.T.: 3´50%, C.E.: 4´61 % en masa). Imágenes

en Microscopia Electrónica de Barrido. (C.T.:3´50%; Si: 3´31%; Mn: 0´49%; S: 0´021%; P: 0´008%). Detalles a mayores aumentos de la Figura

7(a).

90

Figura.8(a): Fundición atruchada hipereutéctica (C.T.: 3´50%, C.E.: 4´61 % en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´50%; Si: 3´31%; Mn: 0´49%; S: 0´021%; P: 0´008%).Se trata de la misma fundición de la Figura.7(a), en cuya estructura se observa alguna formación estrellada de grafito, de tamaño medio y fino.

Figura.8(b): Fundición atruchada hipereutéctica (C.T.: 3´50%, C.E.: 4´61 % en masa). Imágenes

en Microscopia Electrónica de Barrido. (C.T.:3´50%; Si: 3´31%; Mn: 0´49%; S: 0´021%; P: 0´008%). Detalles a mayores aumentos de la Figura

8(a).

91

V. FUNDICIONES GRISES COMERCIALES, MALEABLES Y MALEABLES ESFEROIDALES.

En estas fundiciones grises vamos a poder observar estructuras muy

variadas que combinan diferentes morfologías de grafito en matrices que pueden ser, simples: perlíticas, ferríticas, etc…., o combinaciones, a veces, complejas.

92

Figura.9(a): Fundición gris comercial hipoeutéctica (C.T.: 3´30%, C.E.: 4´23 %

en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido. (C.T.:3´3%; Si: 2´0%; Mn: 0´5%; P: 0´8%).Moldeada en coquilla y, después,

recocida. La estructura de esta fundición consiste en grafito de tamaño fino, en láminas cortas, con morfologías típicas de subenfriamiento, en una matriz casi totalmente ferrítica. En algunas localizaciones puede aparecer carburo de hierro en límites de grano asociados al grafito.

Figura.9(b): Fundición gris comercial hipoeutéctica (C.T.: 3´30%, C.E.: 4´23 %

en masa). Imágenes en Microscopia Electrónica de Barrido. (C.T.:3´3%; Si: 2´0%; Mn: 0´5%; P: 0´8%).Detalles a mayores aumentos de la

Figura. 9(a).

93

Figura.10(a): Fundición gris comercial hipoeutéctica (C.T.: 3´30%, C.E.: 4´03 % en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´3%; Si: 1´7%; Mn: 0´5%; P: 0´5%; Ni: 1´4%; Cr: 0´4%).Moldeada en coquilla y, posteriormente, recocida. Su estructura consiste en grafito en copos finos, con morfologías típicas de subenfriamiento, en localizaciones interdendríticas en una matriz ferrítica. La presencia de níquel y cromo consigue aumentar la resistencia de la matriz de ferrita.

Figura.10(b): Fundición gris comercial hipoeutéctica (C.T.: 3´30%, C.E.: 4´03 % en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´3%; Si: 1´7%; Mn: 0´5%; P: 0´5%; Ni: 1´4%; Cr: 0´4%).Detalle a mayores aumentos de la Figura.10(a). Se observan algunos carburos, en tono blanco, asociados al grafito.

94

Figura.11(a): Fundición gris comercial hipereutéctica fosforada (C.T.: 3´52%, C.E.: 4´52

% en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido. (C.T.:3´52%; Si: 2´03%; Mn: 0´52%; P: 0´99%; S: 0´024%).Moldeada en coquilla.

Se trata de una fundición gris de matriz perlítica con copos alargados de grafito de tamaño medio. Presenta numerosas colonias de eutéctico ternario esteadita.

Figura.11(b): Fundición gris comercial hipereutéctica fosforada (C.T.: 3´52%, C.E.: 4´52 % en masa). Imágenes en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´52%; Si: 2´03%; Mn: 0´52%; P: 0´99%; S: 0´024%).Detalles a mayores aumentos de la Figura.11(a). Ambas micrografías son de M.E.B.; la imagen de la izquierda es de electrones secundarios, mientras que, la imagen de la derecha es de retrodifundidos.

95

Figura.12(a): Fundición gris maleable de corazón blanco (americana) (C.T.: 3´1%, C.E.: 3´15 % en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´1%; Si: 1´0%; Mn: 0´4%; P: 0´05%; S: 0´12%).Moldeada en coquilla sin tratamiento térmico posterior. La estructura que se observa se corresponde a una fundición blanca hipoeutéctica, con dendritas de austenita primaria transformada a perlita y, el eutéctico, ledeburita.

Figura.12(b): Fundición gris maleable de corazón blanco (americana) (C.T.: 3´1%, C.E.: 3´15 % en masa). Imágenes en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´1%; Si: 1´0%; Mn: 0´4%; P: 0´05%; S: 0´12%).Detalles a mayores aumentos de la Figura.12(a).

96

Figura.13(a): Fundición gris maleable de corazón blanco (americana) (C.T.: 3´1%, C.E.: 3´15 % en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´1%; Si: 1´0%; Mn: 0´4%; P: 0´05%; S: 0´12%).Se trata de la misma fundición de la Figura.12(a), pero recocida después del moldeo. El recocido consiste en: calentamiento suave a lo largo de 8 horas hasta los 1060ºC; calentamiento prolongado durante 80 horas a esos 1060ºC y, finalmente, enfriamiento lento hasta temperatura ambiente a lo largo de 12 horas. Se observan morfologías de tamaño medio muy irregulares de grafito, repartidas por la matriz que, en casi su totalidad, es perlítica; aunque se observan algunos cristales de ferrita asociados a las colonias de grafito.

Figura.13(b): Fundición gris maleable de corazón blanco (americana) (C.T.: 3´1%, C.E.: 3´15 % en

masa). Imágenes en Microscopia Electrónica de Barrido. (C.T.:3´1%; Si: 1´0%; Mn: 0´4%; P: 0´05%; S: 0´12%).Detalles a mayores aumentos de la Figura.13(a).

97

Figura.14(a): Fundición maleable hipoeutéctica con grafito esferoidal (C.T.: 3´5%, C.E.: 4´2

% en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido. (C.T.:3´5%; Si: 2´1%; Mn: 0´3%; P: 0´02%; S: 0´01%; Ni: 0´8%; Mg: 0´07%).Se trata de nódulos

(esferoidales) de grafito en una matriz perlítica. Los esferoides de grafito presentan un halo de ferrita a su alrededor. Esto es muy típico en el grafito, ya que la estabilidad de éste frente a la cementita es muy superior y suele actuar de sumidero para los átomos de carbono. Esta fundición se consigue maleabilizar, y esferoidizar el grafito, con la sola presencia de magnesio.

Figura.14(b): Fundición maleable hipoeutéctica con grafito esferoidal (C.T.: 3´5%, C.E.: 4´2 % en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´5%; Si: 2´1%; Mn: 0´3%; P: 0´02%; S: 0´01%; Ni: 0´8%; Mg: 0´07%). Detalles a mayores aumentos de la Figura.14(a).

98

Figura.15(a): Se trata de la misma fundición de la figura 14(a), pero con un tratamiento térmico posterior, a la colada, de recocido. (C.T.: 3´5%, C.E.: 4´2 % en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´5%; Si: 2´1%; Mn: 0´3%; P: 0´02%; S: 0´01%; Ni: 0´8%; Mg: 0´07%). El tratamiento térmico consistió en un recocido a 900ºC durante 8 horas seguido de un enfriamiento en el horno hasta los 690ºC, donde se permanece durante 16 horas. Enfriando, finalmente, en el horno hasta temperatura ambiente. El efecto de este tratamiento se traduce en obtener una matriz totalmente ferrítica con grafito nodular (esferoidal).

Figura.15(b): Se trata de la misma fundición de la figura 14(a), pero con un tratamiento térmico

posterior, a la colada, de recocido. (C.T.: 3´5%, C.E.: 4´2 % en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´5%; Si: 2´1%; Mn: 0´3%; P: 0´02%; S: 0´01%; Ni: 0´8%; Mg: 0´07%). Detalles a mayores aumentos de la Figura 15(a).

99

VI. FUNDICIONES ALEADAS

Figura.16(a): Fundición blanca aleada martensítica, tipo Ni-Hard. (C.T.: 2´98% en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:2´98%; Si: 0´67%; Mn: 0´77%; P: 0´06%; S: 0´06%; Ni: 4´17%; Cr: 1´82%). Su estructura consiste en dendritas de austenita retenida con agujas de martensita y el eutéctico ledeburita.

Figura.16(b): Fundición blanca aleada martensítica, tipo Ni-Hard. (C.T.: 2´98% en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:2´98%; Si: 0´67%; Mn: 0´77%; P: 0´06%; S: 0´06%; Ni: 4´17%; Cr: 1´82%). Detalles a mayores aumentos de la Figura 16(a). A la izquierda, dendritas de austenita retenida con agujas de martensita; a la derecha, el eutéctico ledeburita.

100

Figura.17(a): Fundición blanca aleada martensítica, tipo Ni-Hard. (C.T.: 2´98% en

masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido. (C.T.:2´98%; Si: 0´67%; Mn: 0´77%; P: 0´06%; S: 0´06%; Ni: 4´17%; Cr: 1´82%). Son

los mismos detalles de la Figura 16(b), pero obtenidos mediante electrones retrodifundidos. La imagen de la parte superior muestra dendritas de austenita retenida en agujas de martensita; la imagen de la parte inferior muestra el eutéctico ledeburita.

101

Figura.18(a): Fundición blanca aleada martensítica, tipo Ni-Hard. (C.T.: 2´98% en masa). Imagen en Microscopia Óptica Convencional (x100).

(C.T.:2´98%; Si: 0´67%; Mn: 0´77%; P: 0´06%; S: 0´06%; Ni: 4´17%; Cr: 1´82%).

Figura.18(b): Fundición blanca aleada martensítica, tipo Ni-Hard. (C.T.: 2´98% en masa). Imagen en Microscopia Óptica Convencional (x200, izquierda; x400, derecha).

(C.T.:2´98%; Si: 0´67%; Mn: 0´77%; P: 0´06%; S: 0´06%; Ni: 4´17%; Cr: 1´82%). Detalles a mayores aumentos de la Figura.18(a).

102

Figura.19(a): Fundición aleada de alta resistencia al calor, tipo Silal. (C.T.: 2´26% en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:2´26%; Si: 6´44%; Mn: 0´88%; P: 0´08%; S: 0´04%). Su estructura consiste en dendritas de ferrita con grafito subenfriado en láminas finas en los espacios interdendríticos. No es difícil ver alguna lámina de grafito de gran tamaño.

Figura.19(b): Fundición aleada de alta resistencia al calor, tipo Silal. (C.T.: 2´26% en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:2´26%; Si: 6´44%; Mn: 0´88%; P: 0´08%; S: 0´04%). Detalles a mayores aumentos de la Figura.19(a). Obsérvese los límites de grano ferríticos en los brazos dendríticos. Además, se observan, claramente, las morfologías del grafito con tamaños que oscilan entre muy fino y grande.

103

Figura.20(a): Fundición aleada de alta resistencia al calor, tipo Silal. (C.T.:

2´26% en masa). Imagen en Microscopia Óptica Convencional (x100). (C.T.:2´26%; Si: 6´44%; Mn: 0´88%; P: 0´08%; S: 0´04%). Se trata de la misma

fundición de la Figura.19(a).

Figura.20(b): Fundición aleada de alta resistencia al calor, tipo Silal. (C.T.: 2´26% en masa).

Imágenes en Microscopia Óptica Convencional (x200, izquierda; x400, derecha). (C.T.:2´26%; Si: 6´44%; Mn: 0´88%; P: 0´08%; S: 0´04%). Detalles a mayores aumentos de la Figura.20(a).

104

Figura.21(a): Fundición aleada no magnética austenítica. (C.T.: 3´2% en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´2%; Si: 2´14%; Mn: 6´00%; P: 0´05%; S: 0´03%; Ni: 11´8%). Su estructura consiste en una matriz austenítica con copos finos de grafito en posiciones interdendríticas.

Figura.21(b): Fundición aleada no magnética austenítica. (C.T.: 3´2% en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:3´2%; Si: 2´14%; Mn: 6´00%; P: 0´05%; S: 0´03%; Ni: 11´8%). Detalles a mayores aumentos de la Figura. 21(a).

105

Figura.22(a): Fundición aleada no magnética austenítica. (C.T.: 3´2% en masa). Imagen en

Microscopia Óptica Convencional (x100). (C.T.:3´2%; Si: 2´14%; Mn: 6´00%; P: 0´05%; S: 0´03%; Ni: 11´8%). Se trata de la misma fundición

de la Figura.21(a).

Figura.22(b): Fundición aleada no magnética austenítica. (C.T.: 3´2% en masa). Imágenes en Microscopia Óptica Convencional (x200, izquierda; x400, derecha).

(C.T.:3´2%; Si: 2´14%; Mn: 6´00%; P: 0´05%; S: 0´03%; Ni: 11´8%). Detalles a mayores aumentos de la Figura.22(a).

106

Figura.23(a): Fundición aleada nodular (esferoidal): Ni-resist típica. (C.T.: 2´63% en masa). Imagen en Microscopia Electrónica de Barrido.

(C.T.:2´63%; Si: 2´32%; Mn: 1´02%; P: 0´02%; S: 0´01%; Ni: 21´40%; Cr: 1´97%; Mg: 0´09%). Su estructura consiste en nódulos de grafito en una matriz de austenita que contiene algunos carburos libres localizados en espacios interdendríticos. Este grafito nodular es consecuencia de la presencia de magnesio.

Figura.23(b): Fundición aleada nodular (esferoidal): Ni-resist típica. (C.T.: 2´63% en masa). Imágenes

en Microscopia Electrónica de Barrido. (C.T.:2´63%; Si: 2´32%; Mn: 1´02%; P: 0´02%; S: 0´01%; Ni: 21´40%; Cr: 1´97%; Mg: 0´09%). Detalles a

mayores aumentos de la Figura. 23(a).

107

Figura.24(a): Fundición aleada nodular (esferoidal): Ni-resist típica. (C.T.: 2´63% en masa). Imagen en Microscopia Óptica Convencional (x100).

(C.T.:2´63%; Si: 2´32%; Mn: 1´02%; P: 0´02%; S: 0´01%; Ni: 21´40%; Cr: 1´97%; Mg: 0´09%). Se trata de la misma fundición de la Figura. 23(a).

Figura.24(b): Fundición aleada nodular (esferoidal): Ni-resist típica. (C.T.: 2´63% en masa). Imágenes en Microscopia Óptica Convencional (x200, izquierda; x400, derecha).

(C.T.:2´63%; Si: 2´32%; Mn: 1´02%; P: 0´02%; S: 0´01%; Ni: 21´40%; Cr: 1´97%; Mg: 0´09%). Detalles a mayores aumentos de la Figura. 24(a).

108

VII. BIBLIOGRAFIA.

VIII. “Metallography of Phase Transformations”. G.A. Chadwick. Edit. by Butterword & Co, London 1972.

IX. ASM Handbook Volume 9 “Metallography and Microstructures”.

10 edition (December 30, 2004).

X. “Fundiciones”.

Jose Apraiz Barreiro. Edit. Dossat, S.A., Madrid 1982.

XI. “Materiales para Ingeniería. Fundiciones Férreas”.

José Antonio Pero-Sanz Elorz. Edit. Dossat, S.A., Madrid 1994.

XII. “Phase Transformations in metals and alloys”. D.A. Porter and K.E. Easterling. Edit. By Van Nostrand Reinhold Company Ltd., New York (USA) 1981.

º XIII. “Brian Branston: Mitología Germánica Ilustrada”.

Traducción de Juan G. Larraya. Edit. Vergara Editorial, S.A., Barcelona 1960.

XIV. “Edda Mayor: Poesía Nórdica Siglos IX-XIII”. Traducción, Introducción y Notas de Luis Lerate. Edit. Alianza Editorial, Madrid 1986.

estructuras metalograficas de aleaciones hierro-carbono

Documents