solidificación de aid

5/12/2018 Solidificaci n de AID - slidepdf.com

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U.M.S.N.H.

METALURGIA FÍSICADr. Ignacio Mejía Granados.

SOLIDIFICACIÓN DE ACEROSINOXIDABLES DUPLEX

Presenta:Victor Hugo Vargas Cortés.

Morelia, Michoacán a 1 de Agosto del 2011

INSTITUTO DE INVESTIGACIONES METALURGICAS



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ÍNDICE

RESUMEN ................................................................................................................................... 5

OBJETIVO GENERAL .............................................................................................................. 6

SOLIIFICACIÓN ........................................................................................................................ 7

MICROESTRUCTURA DE LOS METALES Y ALEACIONES METALICAS ......................................... 7

CAMBIO DE FASE ..................................................................................................................................... 10

CRISTALIZACIÓN DE METALES Y ALEACIONES .......... ......... ........... .......... .......... .......... .......... ...... 11

ESTRUCTURA GRANULAR .................................................................................................................... 13

ACEROS INOXIDABLES ........................................................................................................ 14

CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS INOXIDABLES ............................................................................ 15

ACEROS INOXIDABLES FERRÍTICOS .................................................................................................. 15

ACEROS INOXIDABLES AUSTENITICOS ............................................................................................. 16

ACEROS INOXIDABLES MARTENSITICOS ......................................................................................... 17

ACEROS INOXIDABLES ENDURECIBLES POR PRECIPITACIÓN .................................................... 18

ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX .................... ...................... ......................... ..................... 19

EL SISTEMA Fe-Cr-Ni-N ........................................................................................................................... 20

ELEMENTOS ALEANTES EN LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX ............................................. 23

CROMO EQUIVALENTE – NIQUEL EQUIVALENTE ........................................................................... 26

PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS ACEROS INOXIDABLE DÚPLEX ......................................... 26

DESARROLLO MICROESTRUCTURAL DURANTE LA SOLIDIFICACIÓN DEALEACIONES DE ACEROS INOXIDABLES ........................ ......................... ...................... . 27

MODO PRIMARIO DE SOLIDIFICACIÓN ......................................................................................... 28 MORFOLOGIA DESARROLLADA POR LOS MODOS DE SOLIDIFICACIÓN ......... ........... ....... 31

MODOS DE SOLIDIFICACIÓN “A” Y “AF” ....................................................................................... 31

MODO DE SOLIDIFICACIÓN “F” ....................................................................................................... 32

MODO DE SOLIDIFICACIÓN “FA” .................................................................................................... 32

SOLIDIFICACIÓN DE UN ACERO INOXIDABLE DÚPLEX ......................... ..................... 34

FASES SECUNDARIAS PRESENTES DURANTE LA SOLIDIFICACIÓN DE LOS AID ........ ..... 36 NITRUROS DE CROMO (Cr2N-CrN) ................................................................................................... 37

FASE CHI, FASE R ................................................................................................................................ 38

ALFA PRIMA (α’) .................................................................................................................................. 38

FASE SIGMA (σ) .................................................................................................................................... 38



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METALURGIA DE LA SOLDADURA DE LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX........ 39

BALANCE FERRITA – AUSTENITA DE LA ZONA AFECTADA TERMICAMENTE........................ 41 CASO PRÁCTICO .................................................................................................................... 44

CONCLUSIONES ..................................................................................................................... 48

ANEXOS .................................................................................................................................... 50

DIAGRAMAS CONSTITUTIVOS ............................................................................................................. 50 BIBLIOGRAFÍA ....................................................................................................................... 54



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ÍNDICE DE FIGURAS

Figura 1: a) Granos equiaxiales de ferrita. b) Granos de ferrita alargados por deformación ........ 8

Figura 2: Esquemas de eutécticos. x) A + eutéctico (A+B). y) Sólo eutéctico. z) B +eutéctico

(A+B). ........................................................................................................................................... 9

Figura 3: Diagrama de energía de dos fases α y β de igual composición. ..................................... 10

Figura 4: Curva de enfriamiento durante la solidificación de un material fundido. ...................... 11

Figura 5: Crecimiento dendrítico ................................................................................................. 12

Figura 6: Proceso de solidificación equiaxial. a) Dendrítico. b) Eutéctico. .................................. 12

Figura 7: Estructura de tres zonas de un lingote .......................................................................... 13

Figura 8: Capa protectora de óxido de cromo en los aceros inoxidables. ..................................... 14

Figura 9: Microestructura de un acero inoxidable ferrítico 430, con una matriz ferrítica y partículas de carburos dispersas (6). ........................................................................................... 16

Figura 10: Microestructura de un acero inoxidable austenítico 316 con una matriz 100%

austenítica. .................................................................................................................................. 17

Figura 12. Microestructura de un acero inoxidable endurecible por precipitación mostrando una

matríz austenítica con martensita y ferrita. .................................................................................. 18

Figura 13: Microestructura típica de un acero inoxidable dúplex................................................. 19

Figura 14: Efecto del cromo en el campo de γ y α en los aceros inoxidables................................. 21

Figura 15: Diagrama de equilibrio Fe-Ni. .................................................................................. 22

Figura 16: Efecto del nitrógeno sobre el límite de fase γ / α en aleaciones Fe-Cr-Ni. ..................... 22

Figura 17: Diagrama Fe-Mo....................................................................................................... 23

Figura 18: Efecto del C en el campo austenítico. ......................................................................... 24

Figura 19: Diagrama de equilibrio Fe-Mn................................................................................... 25

Figura 20: Diagrama de equilibrio Fe-Si ..................................................................................... 25

Figura 21: Microestructuras del modo de solidificación de austenita como fase única: (a) dendritas

de austenita como fase única; (b) células de austenita como fase única. ....................................... 28

Figura 22: ferrita como fase única sin transformación. ................................................................ 29

Figura 23: Austenita con segunda fase ferrita: (a) ferrita interdendritica; (b) ferrita intercelular. 29

Figura 24: ferrita con segunda fase de austenita.......................................................................... 30

Figura 25: comparación de las microestructuras formadas por (a) solidificación de austenita

primaria con segunda fase de ferrita y (b) solidificación de ferrita primaria con segunda fase deaustenita. ..................................................................................................................................... 31

Figura 26: diagrama de fases ternario Fe-Cr-Ni .......................................................................... 34

Figura 27(a): Solidificación de un acero inoxidable dúplex; (b) solidificación ferrita- austenita. . 35

Figura 28: Precipitación de fases secundarias en los aceros inoxidables dúplex (70% Fe) ........... 36

Figura 29: Elementos aceleradores de formación de fases intermetálicas .................................... 37

Figura 30: zonas de la unión soldada de un AID .......................................................................... 40

Figura 31: tasa de enfriamiento contra composición química de las morfologías microestructurales

que resultan de los efectos combinados de la solidificación y la transformación en estado sólido. 46

Figura 32: familias de aceros inoxidables .................................................................................... 50



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Figura 33: diagrama de Schaeffler ............................................................................................... 51Figura 34: Diagrama simplificado de Schoefer ............................................................................ 52Figura 35: diagrama WRC-1992.................................................................................................. 52

ÍNDICE DE TABLAS

Tabla 1. Propiedades mecánicas de los AID ........................ ......................... ....................... ......... 26

Tabla 2. Rango de tasas de enfriamiento ..................... ......................... ...................... .................. 27

Tabla 3. Composición química de aleaciones de estudio .............. ......................... ...................... . 44

Tabla 4. MSP a diferentes tasas de enfiramiento .................................... ......................... ............ 45

Tabla 5. MSP, Secuencia de Solidificación y Morfología ...................... ...................... .................. 45

Tabla 6. Composición química de aleaciones dúplex ...................... ......................... ..................... 53



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RESUMEN

Los aceros inoxidables dúplex son utilizados en aquellas aplicaciones donde sea necesariauna buena soldabilidad, elevadas características mecánicas y resistencia a la corrosión enambientes difíciles como agentes fuertemente ácidos o agua de mar, su servicio principalradica en industrias productoras de papel, la industria petroquímica, estructuras marinas,entre otros. Estas aleaciones se basan en el sistema Fe-Cr-C-Ni, y su uso se haincrementado desde décadas pasadas reemplazando a otro tipo de aceros inoxidables comolos ferríticos y austeníticos, debido a que el empleo de los aceros inoxidables dúplex seasocia a sus elevadas características mecánicas como lo son la resistencia mecánica y a lacorrosión.

Este mejor comportamiento presentado por los aceros inoxidables dúplex se debe a factoresde equilibrio entre composición química y estructura, así como al equilibrio de fases que locomponen, ya que su microestructura consiste aproximadamente de 50% ferrita y 50%austenita, por lo que la aleación combina las características de cada una de esas fasespresentes, razón a la cual deben su nombre “dúplex”, además de contar con contenidos deCr, Mo, Ni y N, lo cual promueve la combinación de elevada resistencia a la corrosión ybuenas propiedades mecánicas.

La microestructura de los aceros inoxidables dúplex, además de estar relacionada con lacomposición química de la aleación, también lo está con las condiciones de solidificación.

Durante el proceso de solidificación se puede alterar de manera significativa lamicroestructura final de la aleación dúplex, lo que a su vez alterara las propiedadesmecánicas y de corrosión de la aleación. Asimismo durante la solidificación, los acerosinoxidables dúplex presentan una alta susceptibilidad para formar diferentes tipos de fases,las cuales pueden clasificarse en seis grupos; martensita, fases intermetálicas, carburos,nitruros, boruros y sulfuros, teniendo como resultado efectos negativos en los AID.

Las condiciones de solidificación quedan determinadas por el proceso utilizado; fundición,soldadura, solidificación rápida, etc., y por las variables utilizadas en cada una de estastécnicas, siendo una de las más importantes para cualquier proceso la llamada tasa de

enfriamiento. La tasa de enfriamiento y la composición química de la aleación son losfactores más importantes a tomar en cuenta durante la solidificación, ya que de estosdependerá en contenido final de ferrita-austenita, así como la morfología estructural de laaleación.

El presente trabajo estudió el desarrollo microestructural durante la solidificación de losaceros inoxidables dúplex, y como es este afectado por la tasa de enfriamiento, así como lasdiferentes fases que se presentan durante el proceso de solidificación y su influencia en laaleación final.



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OBJETIVO GENERAL

El objetivo general del presente trabajo es estudiar de manera detallada el proceso desolidificación de los aceros inoxidables dúplex (AID), y las condiciones de enfriamiento ycomposición química que afectan a dicho proceso, y que provocan cambiosmicroestructurales en la morfología de la aleación durante el proceso de solidificación, así como el efecto que estos cambios tienen sobre la microestructura final del material y porende en sus propiedades mecánicas y de corrosión.



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SOLIIFICACIÓN

La solidificación es una transformación de fase (líquido → sólido), siendo este un procesoque se da por nucleación y crecimiento. La solidificación se divide en dos procesos; (1)Nucleación homogénea, (2) Nucleación heterogénea. La primera se da cuando un sólido seforma dentro de su propio líquido y se observa solo en metales puros. En el caso de lanucleación heterogénea, la cristalización da inicio sobre partículas de impureza tal comoagentes nucleantes o la pared del molde. La manufactura de casi todos los materialescreados por el hombre involucra a la solidificación en algún momento. Los metales,polímeros y el vidrio se forman en general por solidificación del material fundido.Normalmente la solidificación de polímeros y vidrios no involucra cristalización ya que losátomos no alcanzan a producir una estructura ordenada antes del final de la solidificación.

Por otro lado hay muchas sustancias, incluidos los metales, que si bien presentan unaestructura cristalina en condiciones normales de solidificación, pueden solidificar sin unorden atómico si la velocidad de enfriamiento es suficientemente rápida, proceso que esllamado “vitrificación”.

MICROESTRUCTURA DE LOS METALES Y ALEACIONES METALICAS

Existe una infinita variedad de microestructuras y un mismo material puede presentar

diferentes tipos bajo condiciones distintas. Existe una estrecha relación entre lamicroestructura de un material y sus propiedades. Según sea el material, diferentes procesosson los que originan su microestructura. En el caso de los materiales obtenidos porsolidificación, ésta, junto con su composición química son las que determinan lascaracterísticas de sus microestructuras y, por lo tanto, tiene una influencia decisiva sobrelas propiedades físicas de los mismos.

La mayoría de las propiedades características de los metales se deben a una configuraciónespecial de los átomos metálicos. Los metales no están formados por una masa homogéneay continua, sino que existe una estructura en su seno por la que toda la masa metálica estáformada por un conjunto de partículas o granos íntimamente unidos entre sí. Estos granosson de diversos tamaños y formas irregulares, aproximadamente equiaxiales y unidos porfinos contornos, (Fig. 1). Al ser todos los granos de un mismo material parece extraño quese destaquen unos de otros. Un estudio más profundo del problema revela que cada granoposee a su vez una estructura propia en la que los átomos tienen una ordenación espacialgeométrica que es característica de cada metal. Esta particular ordenación espacial atómica,característica de los cuerpos cristalinos, nos revela que los metales poseen caráctercristalino y que los granos que forman el metal son verdaderos cristales irregulares ofragmentarios, cuyos contornos se forman debido a las interferencias mutuas que impiden



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un desarrollo correcto de los cristales. Estando formados estos granos por átomos idénticosy ordenaciones geométricas iguales, sólo se diferencian unos de otros por la diferenteorientación de las agrupaciones atómicas que los constituyen.

Por lo tanto en los metales debemos considerar dos tipos de estructuras: la denominadagranular, que nos revela la forma y agrupación de los granos que constituyen el metal (quedepende del proceso de obtención), y la cristalina, que nos indica cómo se ordenan losátomos en cada grano cristalino (que es propiedad de cada metal).

Figura 1: a) Granos equiaxiales de ferrita. b) Granos de ferrita alargados por deformación

Una de las más importantes particularidades de los metales es la facultad de unirse conotros metales o con sustancias no metálicas, conservando el producto resultante el caráctermetálico. Se obtienen así materiales, llamados aleaciones, con mejores propiedades que lasdel metal base. Es condición indispensable que el producto obtenido sea homogéneo o almenos con un grado de homogeneidad suficiente para que en su empleo pueda considerarsecomo tal. Ello exige obtener las aleaciones por fusión de los componentes y que éstos sedisuelvan en estado líquido, ya que así puede lograrse una íntima mezcla de los mismos quemás o menos subsistirá al solidificar. En la solidificación pueden ocurrir tres casos:

1- Los elementos conservan la solubilidad en estado sólido dando origen a una soluciónsólida en la que la estructura cristalina es la del metal base pero conteniendo átomos delos restantes componentes.

2- La solubilidad desaparece al solidificar, por lo que existen granos de cada componenteque, si bien estarán íntimamente mezclados, mantendrá cada grano el ordenamientoatómico del elemento correspondiente. Los granos difieren en su orientación perotambién en su naturaleza.



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3- Los componentes reaccionan entre sí y forman un compuesto químico. Los compuestosquímicos exigen proporciones definidas de los componentes, por lo que la aleaciónquedará constituida por granos de compuesto químico y otros del componente en exceso.

Por lo tanto en las aleaciones pueden presentarse tres tipos de constituyentes: solucionessólidas, metales puros y compuestos químicos. Asimismo pueden estar constituidas por unsolo constituyente o por varios. En el primer caso, éste tendrá que ser una solución sólida.En el segundo podrán ser distintas combinaciones de los tres tipos de constituyentes.Cuando una aleación está formada por más de un constituyente, por ser insoluble el uno enel otro, es frecuente que se forme un eutéctico entre ellos. El eutéctico está formado por lamezcla de pequeñísimos cristales de dos (o más) constituyentes insolubles entre sí entremezclados, (Fig. 2), y tiene dos particularidades: que contiene proporciones constantes

de ambos constituyentes y que funde a más baja temperatura que ambos. Al igual que enlos metales puros en las aleaciones podemos considerar la estructura granular, formada porla reunión de los granos constituyentes de la aleación, y la cristalina, que en este casovendrá representada por las redes espaciales de cada constituyente. Los eutécticos aunquepueden considerarse como un constituyente de las aleaciones, no forman en realidad ungrano, ya que están a su vez formados por multitud de minúsculos granos entremezcladosde sus constituyentes.

Tanto en los metales puros como en las aleaciones el tamaño de grano depende de lavelocidad de enfriamiento en el proceso de solidificación. Un enfriamiento rápido conducea una estructura fina y uno lento a una estructura basta.

Figura 2: Esquemas de eutécticos. x) A + eutéctico (A+B). y) Sólo eutéctico. z) B +eutéctico (A+B).



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CAMBIO DE FASE

En un sistema se denomina fase a una región homogénea que presenta propiedadesuniformes. Tiene una determinada composición y estructura atómica y puede serfísicamente diferenciada de otras fases. Puede estar formada por uno o más componentes.Cada uno de los estados, sólido, líquido y gaseoso, de una sustancia pura o una soluciónconstituyen una fase.

La energía libre de una solución o de una sustancia pura es una propiedad termodinámicade la misma, es decir, se trata de una variable que depende del estado termodinámico delsistema. Un sistema formado por dos o más fases está en equilibrio cuando está en unmínimo con respecto a su energía libre.

Figura 3: Diagrama de energía de dos fases α y β de igual composición.

La Figura 3 muestra cómo varía la energía con la temperatura en dos estructuras cristalinasα y β de una misma composición. La estructura α tiene menor energía que β a elevadastemperaturas, por lo que en esas condiciones es la fase más estable, lo contrario ocurre parabajas temperaturas. A la temperatura de transición ambas energías son iguales por lo que

las dos fases pueden coexistir.

Esencialmente todas las transformaciones de fase se presentan por una nucleación y por elcrecimiento de núcleos, siendo estos procesos los que determinarán la velocidad con la que

se llevará a cabo la transformación. En muchas ocasiones una fase puede persistir auncuando se halla atravesado la temperatura de transición, convirtiéndose en una fasemetaestable, si existe una barrera energética que dificulte la nucleación de la nueva fase,esta barrera está constituida por la energía necesaria para la formación de la superficie delnuevo núcleo. Esta oposición puede vencerse aplicando energía adicional o con inoculaciónde cristales de la nueva fase.



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CRISTALIZACIÓN DE METALES Y ALEACIONES

Cuando un material cristaliza a partir de una masa fundida, la curva tiempo-temperatura

muestra un plateau mientras dura la solidificación (Fig. 4). Este plateau es causado por laliberación del calor latente de fusión debido a la baja energía potencial del estado cristalino.Con frecuencia se requiere un cierto grado de sobreenfriamiento (cantidad que líquidopuede enfriar por debajo de la temperatura de solidificación sin que ocurra solidificación),ya que es necesario que un cierto número de átomos forme un núcleo de tamaño crítico quepueda crecer espontáneamente formando un cristal. El tamaño crítico del núcleo estárelacionado con la energía necesaria para la formación de la interface. El sobreenfriamientodepende de la velocidad de enfriamiento y puede disminuirse o eliminarse inoculando ellíquido con cristales del mismo material o partículas de otros materiales que provean

superficies que eliminen la barrera energética.

Figura 4: Curva de enfriamiento durante la solidificación de un material fundido.

Una vez que se ha dado la nucleación y se ha iniciado el crecimiento de los cristales en ellíquido, la liberación del calor latente que se origina tiene influencia en el desarrollo delcrecimiento. El desarrollo inicial del cristal se produce preferentemente hacia la zona conmayor sobreenfriamiento pero, al liberarse el calor latente, se excede la velocidad deextracción del calor, reduciéndose así la magnitud del sobreenfriamiento local con lo cual lavelocidad de crecimiento del cristal en dicha dirección disminuye. La zona de mayorsobreenfriamiento cambia de posición (Fig. 5) y se origina el crecimiento de ramaslaterales, produciéndose un fenómeno conocido como crecimiento dendrítico. El calorlatente que se genera en el crecimiento de estas ramificaciones, a su vez reduce el grado desobreenfriamiento en esta dirección con lo que se restablece la posición del



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sobreenfriamiento en la dirección original, favoreciendo nuevamente el crecimiento deltronco principal de la dendrita. El ciclo mostrado en la figura 5 continúa hasta que las

dendritas chocan con sus vecinas. En ocasiones el desarrollo del proceso puede dar origen aramificaciones secundarias a partir de las ramas primarias.

Figura 5: Crecimiento dendrítico

El crecimiento y engrosamiento de las ramas continúa hasta que finaliza la solidificación deun grano (Fig. 6). A veces la estructura dendrítica puede verse en el sólido final debido aque las impurezas precipitan en las superficies de las dendritas durante el enfriamiento.

Figura 6: Proceso de solidificación equiaxial. a) Dendrítico. b) Eutéctico.



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ESTRUCTURA GRANULAR

Las estructuras granulares más finas, que en general tienen propiedades mecánicassuperiores, resultan de velocidades de solidificación más altas, esto se da normalmente enlas superficies del molde y en las secciones más delgadas, mientras que lo contrario ocurrepor ejemplo en el centro de piezas de gran volumen, en donde normalmente se obtienengranos de gran tamaño. En muchas ocasiones, la influencia de la estructura obtenida en lasolidificación puede verse incluso después del trabajado del material, ya que pueden existirdefectos (heterogeneidades) difíciles de eliminar y que tiendan a permanecer en lassubsecuentes operaciones.

Cuando ocurre un enfriamiento direccional a una velocidad de enfriamiento intermedia, seproducen granos columnares cuyos ejes se orientan según la dirección del enfriamiento. Siel enfriamiento es muy rápido se produce un gran sobreenfriamiento, lo que ocasiona ungran número de núcleos que resulta en cristales pequeños sin un gran desarrollo dendrítico.Cuando la velocidad de enfriamiento es muy baja, los núcleos que se desarrollan son pocosy crecen lenta y uniformemente en todas las direcciones, estos cristales se denominanequiaxiales (dimensiones similares en los tres ejes). Estos tres tipos de crecimiento puedenobservarse en la solidificación de lingotes. La Figura 7 presenta un aspecto esquemáticogeneral de los tipos de estructuras obtenidas en un lingote. Las tres zonas pueden verse aveces en lingotes de materiales reales, especialmente en aceros de baja aleación o en

fundiciones de hierro. Sin embargo, en muchas oportunidades algunas de las zonas no sepresenta.

Figura 7: Estructura de tres zonas de un lingote



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ACEROS INOXIDABLES

Los Aceros Inoxidables se basan en los sistemas Fe-Cr, Fe-Cr-C y Fe-Cr-Ni. Estoscontienen Cromo, en una cantidad superior a 10%, hasta valores del orden de 30%. El Cr esun metal reactivo y se combina con el Oxigeno del aire o en cualquier otra condiciónoxidante para formar una película sobre el acero inoxidable que lo aísla de mediosagresivos como la oxidación y la corrosión (Fig. 8).

Aun cuando su resistencia a la corrosión es la propiedad más apreciada no debemos olvidarotras propiedades. Algunos aceros se autotemplan, otros no toman temple, resisten las altastemperaturas, se mecanizan con facilidad, tienen capacidad de deformarse plásticamente o

son soldables. Su aplicación se extiende desde usos arquitectónicos hasta la utilización enequipos de la industria química con condiciones extremas de servicio.

Figura 8: Capa protectora de óxido de cromo en los aceros inoxidables.

Sin embargo, su principal desventaja es su alto costo en comparación con los aceros alcarbono, aunque si se compara con las superaleaciones, su costo es menor. El relativo altocosto de las aleaciones inoxidables, se debe a la adición de elementos de aleación como elCr, Mo, Ni y N, los que contribuyen a mejorar sus características y propiedades.



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CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS INOXIDABLES

Los aceros inoxidables son aleaciones a base de hierro, cromo, carbono y otros elementos,principalmente, níquel, molibdeno, manganeso y titanio, entre otros, contando con unaresistencia particular a la corrosión. El porcentaje de dichos elementos de aleación y suvariación cambia la porción de las fases presentes, lo cual da lugar a una clasificación deacuerdo a su microestructura, y se dividen en 5 grupos:

1. Ferríticos.2. Austeníticos.

3. Martensíticos.4. Dúplex.5. Endurecibles por precipitación.

Esta clasificación se basa en las tres fases posibles en los aceros inoxidables las cuales sonla ferrita, austenita y martensita, por lo que existen los aceros inoxidables ferríticos, acerosinoxidables austeníticos y aceros inoxidables martensíticos. Dentro de la clasificación delos aceros inoxidables, se encuentran también los aceros endurecibles por precipitación y

los aceros inoxidables dúplex. Los primeros deben su nombre a que forman precipitadosmediante un tratamiento térmico de envejecido que incrementa la dureza de la aleación, porlo que se dice que son endurecibles. Los segundos son conocidos con el término dúplexdebido a que su microestructura es bifásica, la cual consiste en ferrita y austenita enproporciones aproximadamente iguales.

ACEROS INOXIDABLES FERRÍTICOS

Estas aleaciones poseen una buena resistencia a la corrosión causada por esfuerzos,corrosión por picaduras y corrosión por grietas. Son usados en una gran variedad deaplicaciones donde la resistencia a la corrosión es más requerida que las propiedadesmecánicas de resistencia, tenacidad y ductilidad.

La aplicación específica de este tipo de aceros depende del porcentaje de cromo. Porejemplo, los grados con un porcentaje de cromo de 10.5 a 12.5%, se utilizan en sistemasextractores en la industria automotriz, ya que proveen una resistencia a la corrosión mayora la ofrecida por los aceros al carbono. Los grados al medio y alto cromo (12.5 a 30%) sonusados en ambientes de corrosión muy agresivos como en el procesado químico e industrias



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de papel y pulpa, donde la resistencia a la corrosión en un medio severo de oxidación, esrequerida.

Metalúrgicamente, la microestructura del metal de soldadura en estas aleaciones esprincipalmente ferrítica, a pesar de que la martensita puede estar presente bajo ciertascondiciones, y la precipitación de carburos y nitruros es muy común así como laprecipitación de fases fragilizantes, por lo que están limitadas a temperaturas de serviciopor debajo de 400°C. Lo principal en la soldabilidad de los aceros inoxidables ferríticos, esmantener una adecuada tenacidad y ductilidad en su condición soldada. La Figura 9muestra la microestructura de un acero inoxidable ferrítico tipo 430.

Figura 9: Microestructura de un acero inoxidable ferrítico 430, con una matriz ferrítica y partículas de carburosdispersas (6).

ACEROS INOXIDABLES AUSTENITICOS

Estos aceros son utilizados principalmente en aplicaciones que requieren buena resistenciaa la corrosión a elevadas temperaturas o a temperatura ambiente, su costo es más caro quelos aceros inoxidables martensíticos y los aceros inoxidables ferríticos, debido al altocontenido de elementos aleantes. Sin embargo, pueden experimentar ciertos tipos decorrosión como corrosión intragranular, galvánica, y corrosión microbiológica. Lamicroestructura de un acero inoxidable austenítico 304 se muestra en la Figura 10.

Metalúrgicamente, la microestructura del metal de soldadura en estas aleaciones esprincipalmente austenítica aunque a veces puede ser ferrítica, dependiendo de lacomposición química.



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Figura 10: Microestructura de un acero inoxidable austenítico 316 con una matriz 100% austenítica.

ACEROS INOXIDABLES MARTENSITICOS

La microestructura de este tipo de aceros es completamente martensítica, la cual se forma apartir de la austenita cuando es enfriada rápidamente. Se caracterizan por su elevada durezay por lo tanto, son utilizados en aplicaciones donde se requiere de una elevada resistencia al

desgaste, pero no se recomienda su uso en aplicaciones por encima de 650°C debido a quesufren una degradación de la resistencia a la corrosión y de propiedades mecánicas. Suresistencia a la corrosión no es tan elevada como la de otros tipos de aceros inoxidables,esto debido a su bajo contenido en Cr y alto en C. La microestructura de un aceroinoxidable martensítico 410 se muestra en la Figura 11, mostrando una microestructura deferrita + carburos.

Fig. 11



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ACEROS INOXIDABLES ENDURECIBLES POR PRECIPITACIÓN

Este tipo de acero contiene elementos que forman finos precipitados cuando son sometidosa tratamientos térmicos y generalmente, la fase martensita es la que les confiere unaelevada resistencia mecánica, debido a esto sus aplicaciones más usuales se dan enrecipientes a presión, instrumentos quirúrgicos, partes de aviones, válvulas, etc., Laresistencia a la corrosión de los aceros inoxidables endurecibles por precipitación, parecendepender del tratamiento térmico aplicado, aunque la resistencia a la corrosión en general,es optimizada cuando la aleación se encuentra en su condición de endurecido, latemperatura de trabajo de este tipo de aceros es de 315°C aproximadamente. Sumicroestructura consta de ferrita y martensita, dependiendo de la composición química.Este tipo de acero generalmente requiere de un tratamiento térmico especial después de ser

soldado.

Figura 12. Microestructura de un acero inoxidable endurecible por precipitación mostrando una matriz austenítica con

martensita y ferrita.



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ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX

Los aceros inoxidables dúplex fueron desarrollados en los años 30´s y su evolución hatenido su mayor auge desde décadas pasadas, debido a que su uso se ha venidoincrementando, esto a causa de sus excelentes propiedades mecánicas y de resistencia a lacorrosión, desplazando a las aleaciones ferríticas y austeníticas, considerando que losaceros inoxidables austeníticos son vulnerables al agrietamiento por corrosión de tensiones(SCC) en ambientes de cloruro y los aceros inoxidables ferríticos tienden a ser frágiles yson difíciles de soldar pero resisten el SCC. Los aceros inoxidables dúplex combinanalgunas de las mejores características de los aceros inoxidables austeníticos y ferríticos.Sus principales aplicaciones se dan en tuberías de intercambiadores térmicos, tuberías de

petróleo, plataformas de ultramar, pozos de gas, industria de procesamiento químico, usosmarinos (particularmente a temperaturas levemente elevadas), industria de la Celulosa, pormencionar algunas.

Las propiedades que los aceros inoxidables dúplex desarrollan se debe a que estos tienenuna microestructura bifásica a temperatura ambiente de ferrita y austenita en cantidadesaproximadamente iguales y debido a que tienen un alto contenido de ferrita en comparacióncon los aceros inoxidables austeníticos, son más ferromagnéticos y tienen una elevadaconductividad térmica así como una expansión térmica muy baja.

El balance microestructural ferrita/austenita juega un papel muy importante en los acerosinoxidables dúplex, ya que la elevada resistencia a la corrosión y buena resistenciamecánica dependerá de este balance. La Austenita proporciona ductilidad y la Ferritaresistencia al SCC. Debido al balance existente entre estas dos fases, presentan ventajas enseveras condiciones de temperatura y contenido de cloruros. La microestructura de un aceroinoxidable dúplex 2205, se muestra en la Figura 13.

Figura 13: Microestructura típica de un acero inoxidable dúplex



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La composición química de la familia de los Aceros Inoxidables Dúplex (AID) seencuentra entre 22-28%Cr, 0.5-4.0%Mo, 1-8.5%Ni, 1-6%Mn, 0.6-1%Si y 0.05- 0.3%N(15). La familia de los AID se conocen comercialmente en función del porcentaje de Cr yNi que contienen, en donde se encuentra el grado 2205, que contiene 22% y 5% de Cr y Nirespectivamente. Estos porcentajes de Cr y Ni, aseguran que la microestructura consistanominalmente en 50% ferrita y 50% austenita (1). Sin embargo, dependiendo del porcentajede N, se puede obtener un porcentaje de ferrita en el rango de 40-45% y 55-60% deaustenita. Los elementos de aleación en los aceros inoxidables dúplex son estabilizadoresde la ferrita (elementos alfágenos como el Cr, Mo, W, etc.) y austenita (elementosgamágenos como el C, Ni, N, etc.). Estos elementos de aleación, además de su funcióncomo elementos estabilizadores de ferrita y austenita, tienen efectos adicionales sobre lasoldabilidad y comportamiento en servicio de los aceros inoxidables dúplex.

EL SISTEMA Fe-Cr-Ni-N

Los aceros inoxidables dúplex están basados en el sistema Fe-Cr-Ni-N y su composiciónquímica ha sido ajustada para que la microestructura del metal base consista nominalmenteen 50% ferrita y 50% austenita.

El hierro existe en dos formas alotrópicas a temperaturas por debajo de su punto de fusión

(1536°C) a presión atmosférica. El equilibrio de fases de un sistema binario (o mayor) dehierro depende significativamente de la solubilidad de los elementos de aleación en elhierro BCC o hierro FCC, por lo tanto, las soluciones sólidas en el hierro BCC y hierroFCC son designadas como ferrita y austenita respectivamente.

El cromo es añadido principalmente para proveer resistencia a la corrosión en los acerosinoxidables al promover la formación de un óxido de estequiometria (Fe, Cr) 2O3 sobre lasuperficie del acero. En los aceros inoxidables, actúa como estabilizador de la ferrita yaumenta la resistencia mecánica por medio del mecanismo de endurecimiento por soluciónsólida sustitucional, como se puede observar en la (Fig. 14), donde a mayor cantidad decromo, mayor es el campo alfa. Es también un elemento primario en compuestosintermetálicos, el más común es la fase sigma (σ) que se forma en la mayoría de los acerosinoxidables, sin embargo, existen más probabilidades de que se forme en los acerosinoxidables austeníticos al alto cromo, ferríticos y dúplex. El cromo está presente tambiénen la formación de la fase chi (χ ) y las fases intermetálicas tipo Laves. Estas fases tienden afragilizar la aleación, ya que reducen la tenacidad, ductilidad y resistencia a la corrosión.Es un fuerte formador de carburos del tipo M23C6 en donde el cromo es el elementometálico predominante, encontrándose en la mayoría de los aceros inoxidables. Al



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combinarse con el nitrógeno forma nitruros siendo el más común el tipo Cr2N, que ha sidoobservado tanto en los grados ferríticos como dúplex.

Figura 14: Efecto del cromo en el campo de γ y α en los aceros inoxidables.

El níquel es un elemento estabilizador de la austenita. Con su adición a los acerosinoxidables, el campo gama se expande, por lo que la austenita puede ser estable atemperatura ambiente (Fig. 15).

En los aceros inoxidables dúplex, contribuye al control del balance microestructuralferrita/austenita y un porcentaje alrededor de 7%, contribuye significativamente a aumentarla resistencia a la corrosión por grietas. Por otra parte, Sakai et al. reportaron que elcontenido de níquel debe ser mantenido en el rango de 4-8% para aleaciones dúplex con25% Cr y de 4-7% para aleaciones dúplex con 22% Cr, para obtener una óptima resistenciaa la corrosión por picaduras. Si el porcentaje de níquel es mayor que los rangosanteriormente mencionados, el contenido de austenita aumentará significativamente, por loque existirá un mayor porcentaje de ferrita altamente aleada debido a la partición de loselementos de aleación, la cual transformará en la frágil y quebradiza fase sigma a

temperaturas en el rango de 650-950°C aproximadamente.

El níquel es un elemento que aumenta la tenacidad y la ductilidad al mismo tiempo queaumenta la resistencia mecánica y la dureza (25); no es un elemento formador de carburos ocompuestos intermetálicos, razones por las que es comúnmente encontrado en la mayoríade las aleaciones ferrosas.



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Figura 15: Diagrama de equilibrio Fe-Ni.

El nitrógeno es un potente estabilizador de austenita, aproximadamente 20 veces máspotente que el níquel. Su efecto en las aleaciones Fe-Cr-Ni puede ser observado en laFigura 16. Es adicionado en los aceros inoxidables dúplex para aumentar la resistenciamecánica y principalmente para aumentar la resistencia a la corrosión por picaduras ycorrosión por grietas, generalmente en el rango de 0.2-0.3%. Sin embargo, se ha

comprobado su afinidad para formar nitruros de cromo (Cr2N) en la matriz ferrítica, loscuales pueden tener un efecto adverso sobre la resistencia a la corrosión por picaduras enlos AID.

Figura 16: Efecto del nitrógeno sobre el límite de fase γ / α en aleaciones Fe-Cr-Ni.



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ELEMENTOS ALEANTES EN LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX

Los elementos de aleación en los aceros inoxidables se adicionan principalmente paramejorar las propiedades mecánicas, la resistencia a la corrosión o controlar lamicroestructura. En el caso de los aceros inoxidables dúplex, sus excelentes característicasy propiedades, se deben a los elementos de aleación como el N, Ni, Cr y Mo, los cualeselevan significativamente la resistencia a la corrosión, conservando las propiedadesmecánicas que provee la austenita.

El molibdeno es un estabilizador de la fase ferrita, lo que se evidencia en el diagrama Fe-Mo de la Figura 17, al mismo tiempo que promueve la formación de fase sigma en los

aceros inoxidables dúplex. Este también es añadido para aumentar la resistencia a lacorrosión por picaduras en un porcentaje mínimo de 4% y para aumentar la resistencia a lacorrosión por grietas a elevadas temperaturas en ambientes marinos, aunque un porcentajemayor al 4%, incrementa la susceptibilidad a la formación de fases intermetálicas como lafase sigma y la fase alfa prima en la microestructura debido a que expanden el campo deformación de estas fases, pudiendo existir la precipitación de fase sigma a 1000°C.También aumenta la dureza de la aleación y aunque generalmente es añadido para aumentarla resistencia a la corrosión por grietas también es agregado para incrementar la resistenciamecánica a elevadas temperaturas de servicio.

Figura 17: Diagrama Fe-Mo



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El carbono es también un potente estabilizador de la austenita, aproximadamente 30 vecesmás potente que el níquel y su efecto se puede apreciar en la Figura 18. La adición de este

elemento aumenta la resistencia mecánica mediante el mecanismo de endurecimiento porsolución sólida intersticial, particularmente a elevadas temperaturas. Este elemento tieneafinidad para formar carburos a lo largo de los límites de grano, lo que causa una mayorsusceptibilidad a la corrosión intragranular en los AID.

Figura 18: Efecto del C en el campo austenítico.

El manganeso es un elemento formador de austenita y es muy efectivo para estabilizarla abajas temperaturas, lo cual puede ser observado en la Figura 19. En cuanto a laspropiedades mecánicas, el manganeso provee un refuerzo en solución sólida y parecedisminuir la fragilidad.

El silicio se adiciona a los aceros inoxidables para aumentar la resistencia a la corrosión ysu efecto sobre éstos, se muestra en la Figura 20. En los aceros inoxidables austeníticos,parece no influenciar el balance de fases, sin embargo, altos niveles parecen promover laformación de ferrita en los aceros inoxidables ferríticos y martensíticos, por lo que en elcaso de los aceros inoxidables dúplex, promueve la formación de ferrita. Se tiene evidenciade que el silicio expande el rango de composición en la cual se forma la fase sigma.



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Figura 19: Diagrama de equilibrio Fe-Mn

Figura 20: Diagrama de equilibrio Fe-Si



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CROMO EQUIVALENTE – NIQUEL EQUIVALENTE

El efecto de los elementos de aleación en los aceros inoxidables ha sido comúnmenteexpresado en términos de Níquel equivalente si son estabilizadores de la fase austenita, yCromo equivalente, si son estabilizadores de la fase ferrita. Aunque este método no es muycertero, existen una gran cantidad de fórmulas empíricas reportadas en la literatura, lascuales han sido desarrolladas a través de los años y que están en función de los elementoscon mayor poder de estabilización de fases. Sin embargo, la más empleada por términos deconveniencia es la propuesta por Shaeffler en 1949 para la mayoría de los acerosinoxidables.

Sin embargo, para los aceros inoxidables dúplex, la ecuación más empleada es la propuestapor Kotecki y Siewert en 1992 debido a que toma en cuenta el porcentaje de nitrógenopresente en la aleación.

PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS ACEROS INOXIDABLE DÚPLEX

Las propiedades mecánicas de los aceros inoxidables dúplex se muestran en la tabla 1.

Tabla 1. Propiedades mecánicas de los AID

GRADO UNS NoLímite elástico

0.2% MPa(ksi)

Resistencia a latensión MPa

(ksi)

Elongación en2”%

2304 S32304 400 (58) 600 (87) 252205 S32205 450 (65) 655 (95) 252507 S32750 550 (80) 795 (116) 15



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DESARROLLO MICROESTRUCTURAL DURANTE LA SOLIDIFICACIÓN DEALEACIONES DE ACEROS INOXIDABLES

La microestructura que se desarrolla durante la solidificación de aleaciones de acerosinoxidables está relacionada con las condiciones de solidificación y la composiciónespecífica de la aleación. Las condiciones de solidificación son determinadas por el procesoutilizado; fundición, soldadura, solidificación rápida, etc., y por las variables de cada una deestas técnicas.

Una variable que ha sido utilizada para caracterizar los diferentes procesos es la tasa deenfriamiento. Este factor y la composición química influyen directamente en (1) El modoprimario de solidificación, (2) La redistribución del soluto y formación de segundas fases

durante la solidificación y (3) El comportamiento de nucleación y crecimiento de latransformación de fase ferrita-austenita durante el enfriamiento. Consecuentemente elcontenido de ferrita y la morfología microestructural dependen de la tasa de enfriamiento yson gobernados por el proceso de solidificación.

Durante el proceso de solidificación de los aceros inoxidables uno de los parámetros másimportantes a tomar en cuenta es la tasa de enfriamiento, debido a que esta puede alterardramáticamente la microestructura de estas aleaciones. En la tabla 2, se muestran las tasasde enfriamiento típicas de diferentes procesos de solidificación.

Tabla 2. Rango de tasas e enfriamiento para varios procesos de solidificación

Proceso Tasa de enfriamiento (K/s)Solidificación direccional 10-1 - 101

Fundición 100 - 102

Soldadura de arco 101 - 103

Soldadura por haz de electrones (EBW) 102 - 104

Soldadura laser (LBW) 102 - 10

Solidificación rápida 103 - 107

EBW y LBW con modificación en superficies 105 - 107

Soldadura de alto aporte térmico 107 - 108

En la tabla 2, se puede apreciar una diferencia notable en los rangos de temperatura paracada proceso. Las tasas de enfriamiento más bajas son procesos que ocurren por lasolidificación direccional, resultando en estructuras dendríticas que están cerca delequilibrio. Las tasas más altas se producen por soldaduras de alto aporte térmico y portécnicas de solidificación rápida resultando en estructuras lejanas al equilibrio.

Como se mencionó antes la composición química y las condiciones de solidificación de unadeterminada aleación, son variables de igual importancia para el desarrollo



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microestructural. El modo de solidificación de los aceros inoxidables dúplex puede serferrítico primario o austenítico primario, dependiendo de la composición de la aleación y la

tasa de enfriamiento. En general el comportamiento del contenido de ferrita con la tasa deenfriamiento, puede ser descrito como sigue; Primero las aleaciones con un radio bajoCr/Ni solidifican con austenita como fase primaria. El contenido de ferrita de estaaleaciones decrece al incrementar la tasa de enfriamiento debido a la reducción en lacantidad de la redistribución de soluto a altas velocidades., Segundo, las aleaciones con unradio alto Cr/Ni solidifican en ferrita como fase primaria. El contenido de ferrita de estasaleaciones incrementa al aumentar la tasa de enfriamiento debido a la reducción de tiempode la transformación de estado sólido.

MODO PRIMARIO DE SOLIDIFICACIÓN

Los aceros inoxidables solidifican en 5 diferentes maneras:

1. Austenita como fase única (A)2. Austenita primaria con segunda fase de ferrita (AF)3. Ferrita eutéctica y austenita eutéctica (E)4. Ferrita primaria con segunda fase de austenita (FA)5. Ferrita como fase única (F)

Los modos de solidificación que constan de una sola fase, A y F, se distinguen fácilmenteuno de otro. La solidificación de austenita como fase única se muestra en las figuras 21 (a)y (b). Este modo de solidificación es dendrítico a bajas velocidades de enfriamiento ycelular a altas velocidades.

Figura 21: Microestructuras del modo de solidificación de austenita como fase única: (a) dendritas de austenita como

fase única; (b) células de austenita como fase única.



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La solidificación de ferrita como fase única se detecta fácilmente a altas tasas deenfriamiento cuando no hay transformación en estado sólido a austenita, su microestructura

se muestra en la figura 22.

Figura 22: ferrita como fase única sin transformación.

Austenita primaria con segunda fase de ferrita (AF) y ferrita primaria con segunda fase deausenita (FA), se caracterizan fácilmente cuando las aleaciones solidifican con una grancantidad de volumen de la fase primaria. Sin embargo, cuando la cantidad de segunda fasees muy grande, estos dos modos de solidificación son difíciles de distinguir el uno del otro.Esta dificultad se basa en el hecho de que las dendritas de la ferrita primaria puedentransformarse parcialmente en austenita durante el enfriamiento dejando una

microestructura vermicular, esta microestructura puede ser confundida con la ferrita desegunda fase que se forma durante la solidificación de la austenita primaria (AF).

Austenita primaria con una pequeña cantidad de segunda fase de ferrita se muestra en laFigura 23(a) a bajas velocidades de enfriamiento y 23(b) a altas velocidades deenfriamiento. La microestructura es muy parecida a la de austenita como fase única,excepto que las partículas ferríticas se presentan en las paredes de grano y en los puntostriples.

Figura 23: Austenita con segunda fase ferrita: (a) ferrita interdendritica; (b) ferrita intercelular.

a b



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Ferrita primaria con una fracción de segunda fase austenítica se muestra en la Figura 24 (a),(b), (c), (d), donde se pueden apreciar 4 diferentes morfologías:

a) Ferrita localizada en el núcleo de la celda de la austenia intercelular.b) Estructura vermicular de ferrita dendrítica.c) Ferrita de encaje.d) Austenita en bloques.

Figura 24: ferrita con segunda fase de austenita.

La Figura 25 compara los modos de solidificación AF (a) y FA (b) con grandes cantidadesde segunda fase presente. Estas microestructuras tienen una apariencia similar y requierende una examinación cuidadosa para identificar el modo de solidificación primaria.



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Figura 25: comparación de las microestructuras formadas por (a) solidificación de austenita primaria con segunda fase

de ferrita y (b) solidificación de ferrita primaria con segunda fase de austenita.

MORFOLOGIA DESARROLLADA POR LOS MODOS DE SOLIDIFICACIÓN

MODOS DE SOLIDIFICACIÓN “A” Y “AF”La ferrita como segunda fase se forma a partir de la austenita ya solidificada, y estápresente en el núcleo de las paredes dendríticas. La cantidad de ferrita formada durante lasolidificación “AF” es pequeña y está rodeada por austenita. Durante la transformaciónferrita- austenita, las cantidades de ferrita como segunda fase se reducen aún más, debido a

las altas áreas interraciales austenita – ferrita y volúmenes pequeños de ferrita formadosdurante el modo de solidificación “AF”, la nucleación de la austenita dentro de la ferrita noocurre, y la transformación se produce por el crecimiento de la austenita preexistente dentrode la ferrita.

En el modo de solidificación “A” no hay ferrita presente, bajo estas condiciones, se formaaustenita dendrítica celular a bajas tasa de enfriamiento y austenita celular a altas tasas deenfriamiento. La microsegregación de Cromo en las paredes de la celda no essuficientemente alta para formar una segunda fase de ferrita.

En el modo de solidificación “AF” la segregación de Cromo en la celda y en las paredesdendríticas es suficiente para formar una segunda fase de ferrita. La ferrita interdendríticase forma a bajas tasas de enfriamiento cuando la fase primaria es austenítica y lamicroestructura dendrítica. La ferrita intercelular se forma a altas tasas de enfriamientocuando la fase primaria es austenita y la microestructura es celular.



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MICROESTRUCTURA EUTÉCTICA

Esta se forma de la solidificación simultanea de austenita y ferrita en el líquido eutéctico.Esta reacción por lo general tiene lugar después de que algunas fases sólidas primarias sehan formado. El espaciamiento de la microestructura eutéctica es más pequeño que elespaciamiento de la fase primaria, lo que hace a la ferrita eutéctica susceptible a latransformación en estado sólido.

MODO DE SOLIDIFICACIÓN “F”

En la solidificación de ferrita como fase única, la microestructura se mantienecompletamente ferrítica durante el enfriamiento de la aleación solo si la nucleación deaustenita puede ser suprimida.

La transformación de ferrita puede comenzar por el crecimiento de austenita primariaexistente o austenita de segunda fase. Sin embargo, si no hay austenita presente en lamicroestructura, entonces la austenita tiene que nuclear de la ferrita. Los sitios denucleación heterogénea preferidos para la austenita son las áreas con radios Cr/Ni bajos,como lo son las fronteras de grano o las paredes de la celda. A bajas tasas de enfriamientohay tiempo suficiente para que la austenita nuclee y crezca mientras la ferrita se enfría. Las

fronteras de grano que deben contener cantidades pequeñas de austenita de segunda faseproveen los sitios para la nucleación heterogénea y para las plaquetas auteníticas deWidmanstatten.

MODO DE SOLIDIFICACIÓN “FA”

Las morfologías que desarrolla el modo de solidificación “FA” son más complejas que las

desarrolladas por los modos “F” o “AF” debido a la cantidad substancial de transformaciónferrítica en estado sólido que ocurre durante el enfriamiento de la aleación.

La ferrita que se forma durante la solidificación es termodinámicamente estable a elevadastemperaturas, sin embargo, cuando la temperatura desciende, las composiciones químicassobre las cuales la ferrita es estable se mueven a radios más grandes Cr/Ni, y a fuerzas deconducción más grandes para la transformación en estado sólido que la ferrita desarrolladurante el enfriamiento de la aleación.



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Durante el modo de solidificación “FA” se pueden desarrollar cuatro morfologías básicas;austenita intercelular, ferrita vermicular, ferrita de encaje y austenita de bloques. En la

Figura24 (a), (b), (c), (d), se pueden apreciar las 4 diferentes morfologías.La austenita intercelular se desarrolla bajo dos condiciones; a tasas de enfriamientomoderadas la microestructura consiste en celdas de ferrita primaria creciendoaproximadamente paralelas a la dirección del flujo de calor. La ferrita solidifica con unasegunda fase de austenita sobre las paredes de la celda. Durante la transformación en estadosólido de la ferrita, esta se transforma parcialmente en austenita, la orientación entre laferrita y la austenita como segunda fase es del tipo de Kurdjumov - Sachs. Lamicroestructura resultante muestra bloques de ferrita con bordes angulares rodeados de unacapa de austenita transformada y de segunda fase. Otro condiciones que produce este tipo

de microestructura son aquellos en las cuales las celdas de ferrita equiaxiales se forman enel centro del metal fundido a bajas tasas de enfriamiento.

La morfología de la ferrita vermicular se forma a bajas tasas de enfriamiento y es elresultado de la solidificación de la ferrita dendrítica columnar seguido por una cantidadsubstancial de transformación en estado sólido. La ferrita dendrítica tiene brazossecundarios bien definidos con austenita de segunda fase que se presenta en las paredes delos brazos primarios y secundarios de la ferrita dendrítica.

La microestructura de la ferrita de encaje se desarrolla de las dendritas de la ferrita primariaque se forman en aleaciones con altos radios Cr/Ni. Estas aleaciones solidifican con un alto

volumen de ferrita y algunos rasgos morfológicos son iguales a los de la ferrita dendrítica.La austenita como segunda fase está presente en los brazos secundarios y provee sitios parala nucleación heterogénea para la transformación de la ferrita. Esta austenia crece en losbrazos secundarios de la ferrita y en el núcleo dendrítico dejando una línea áspera de encajeen la ferrita dendrítica original.

La austenita de bloques, consiste en bloques de austenita que se encuentran fuera de lasfronteras de la dendrita columnar. La austenita que se forma durante la solidificación quedarestringida a las fronteras de grano y no se forma entre los brazos secundarios de ladendrita. Esto da como resultado una reducción en la frontera Austenita/Ferrita para latransformación en estado sólido y por ello una reducción de sitios para la nucleaciónheterogénea de la austenita. El crecimiento está restringido a las fronteras de grano, así, lamicroestructura consiste en un alto volumen de ferrita con bloques de austenita orientados alo largo de los granos columnares.



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SOLIDIFICACIÓN DE UN ACERO INOXIDABLE DÚPLEX

Los aceros inoxidables dúplex solidifican virtualmente en 100% ferrita y dependen de latransformación en estado sólido de ferrita – austenita para alcanzar un balance entre ambasfases. La austenita como segunda fase, solo nuclea y crece debajo de la temperatura deferrita de solvus con la siguiente secuencia de transformación (Fig. 26). Por lo tanto estetipo de aleaciones presentan un modo de solidificación del tipo “FA”, debido a que tienenun radio Cr/Ni alto.

í → í + → → +

Figura 26: diagrama de fases ternario Fe-Cr-Ni

La transformación en estado sólido de ferrita a austenita es considerada disfuncional y por

lo tanto como ya se ha mencionado antes, es afectada por el tiempo y la temperatura. Unenfriamiento rápido desde la temperatura a la cual el acero inoxidable dúplex escompletamente ferrítico suprimirá la transformación ferrita – austenita.

La Figura 27 muestra la solidificación de un acero inoxidable dúplex típico por medio de lalínea punteada, la región roja denota una mezcla entre ferrita y austenita, se puede observarque a elevadas temperaturas, aproximadamente a 1300°C, la austenita empieza a nuclear ycrecer primero en los límites de grano de la ferrita y posteriormente dentro de los granosferríticos. La temperatura de transformación se encuentra típicamente en el rango de los1300-800oC La difusión de los elementos de aleación ocurre a medida que la



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transformación ferrita/austenita toma lugar; los elementos alfágenos se concentran en laferrita y los gamágenos, en la austenita. Los aceros inoxidables dúplex tienen un porcentaje

mayor de elementos alfágenos que de elementos gamágenos, lo que explica el hecho de quesolidifiquen en una matriz 100% ferrítica. En la Figura 27(b) podemos observaresquemáticamente la solidificación ferrita – austenita.

Figura 27(a): Solidificación de un acero inoxidable dúplex; (b) solidificación ferrita- austenita.

Los aceros inoxidables dúplex comerciales generalmente contienen proporciones entre 2.25y 3.5 de radio Cr/Ni, por lo que a elevadas temperaturas y por encima de la temperaturasolvus de ferrita (aproximadamente 1400°C), la aleación será 100% ferrita. Controlando la

temperatura de procesamiento y la velocidad de enfriamiento desde la temperatura solvus,la proporción y la distribución de ferrita y austenita pueden ser controladas en el productofinal, un diferencial de tiempo más grane resultara en mayor transformación ferrita –austenita. Sin embargo debajo de esta temperatura es posible que fases intermetálicasaparezcan dentro de la fase ferrita, estas se describen a continuación.

F

A



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FASES SECUNDARIAS PRESENTES DURANTE LA SOLIDIFICACIÓN DE LOSAID

Debido a su composición química, los AID son altamente propensos a la precipitación de fasessecundarias en un rango aproximado de 600-1000°C, las cuales incluyen fases intermetálicascomo la fase sigma (σ), fase chi (χ ), alfa prima (α’), etc.; carburos del tipo M7C3 y M23C6, ynitruros del tipo Cr2N (Fig. 28). Estas fases se forman durante la solidificación, pero también sepueden formar durante otro tipo de procesos, como; tratamiento térmico, deformación plástica,o durante un envejecido producido por las condiciones de servicio a temperaturas mayores de2500C, estas fases intermetálicas son dependientes del tiempo y la temperatura, y tienden afragilizar las aleaciones dúplex afectando sus propiedades.

La mayoría de estos cambios microestructurales toma lugar en la ferrita o en sus bordes degrano debido a que la velocidad de difusión de los elementos de aleación en la ferrita es de 100veces más rápida que los de la austenita.

Figura 28: Precipitación de fases secundarias en los aceros inoxidables dúplex (70% Fe)



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La Figura 29 muestra detalladamente la temperatura de precipitación de fases secundarias ylos elementos que tienden a acelerar la formación de dichas fases. Dentro de las fases

secundarias, se destacan significativamente la fase sigma, la austenita secundaria (γ´) y losnitruros de cromo, ya que su rango de temperaturas de formación es el más extenso contiempos de formación cortos. Sin embargo, se ha demostrado que la fase sigma es la fasemás dañina de todas, ya que perjudica significativamente la tenacidad y resistencia a lacorrosión en los aceros inoxidables dúplex

Figura 29: Elementos aceleradores de formación de fases intermetálicas

NITRUROS DE CROMO (Cr2N-CrN)

La precipitación de nitruros de cromo es causada por la sobresaturación de nitrógeno en laferrita que se produce durante un enfriamiento rápido en el rango de temperaturas de 700-900°C. Durante el enfriamiento, a través de la región bifásica, existe una competencia entrela formación de austenita primaria y nitruros de cromo. Si la velocidad de enfriamiento es

lo suficientemente rápida para retardar la transformación de austenita, entonces la cantidadde nitrógeno en la ferrita excede su límite de solubilidad, promoviendo la precipitación denitruros de cromo.



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CARBUROS

Los carburos están presentes en las aleaciones dúplex con elevados contenidos de carbono,precipitando predominantemente a lo largo de los límites de grano ferrita/austenita, aunquetambién se han observado en los límites de grano ferrita/ferrita y austenita/austenita.Precipitan en el rango de temperaturas de 950-1050°C o de 600-950°C dependiendo deltipo de carburo, M7C3 o M23C6. Sin embargo, debido a los porcentajes bajos de carbonode las aleaciones dúplex actuales, la formación de carburos es prácticamente nula.

FASE CHI, FASE R

La fase chi (χ ) es una fase intermetálica con altos porcentajes de cromo y molibdeno que seforma en el rango de temperaturas de 700-900°C y está generalmente presente encantidades más pequeñas en comparación con la fase sigma.

La fase R, también es una fase intermetálica con elevados porcentajes de molibdeno queprecipita en el rango de 550-700°C bajo tiempos más prolongados que la fase sigma o lafase chi. Tanto la fase chi como la fase R tienen un efecto adverso sobre la tenacidad y laresistencia a la corrosión en las aleaciones dúplex.

ALFA PRIMA (α’)

Esta fase ha sido observada en aleaciones ferríticas y dúplex por debajo de 500°C y por suefecto fragilizante, se le conoce como fragilización a 475°C. Su formación es lenta, por loque no se encuentra durante la soldadura de las aleaciones dúplex, sin embargo, puede serencontrada en servicio bajo temperaturas de operación en el rango de 300-500°C.

FASE SIGMA (σ)

La fase σ es una fase intermetálica de elevada dureza y estructura tetragonal con 30 átomospor celda unitaria. Es la fase más prominente de las fases intermetálicas en los AID ya quese forma en el rango de temperaturas de 600-1000°C dependiendo de la composiciónquímica de la aleación. La precipitación de la fase sigma puede observarse en los acerosinoxidables austeníticos, ferríticos y dúplex afectando significativamente la tenacidad yductilidad al mismo tiempo que reduce la resistencia a la corrosión debido a que es formada



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principalmente por cromo y molibdeno. Por el rango de temperaturas de formación, la fasesigma se puede esperar como resultado de la aplicación de un tratamiento térmico en los

AID, durante servicio o la aplicación de un procedimiento de soldadura.La zona afectada térmicamente de una unión soldada de AID así como el metal desoldadura recalentado, indudablemente tienen áreas que experimentan una permanencia enel rango de temperaturas de formación de la fase sigma. La fase sigma se forma mediante lareacción eutectoide de ferrita→sigma + austenita y precipita preferencialmente en loslímites de grano ferrita/austenita creciendo hacia el interior de la ferrita y su morfologíadepende de la temperatura a la cual se forme. A temperaturas relativamente bajas entre 600y 700°C, la fase sigma se encuentra en forma de clusters, mientras que a elevadastemperaturas entre 800 y 900°C, está presente en forma de mariposa o partículas grandes.

Por otra parte, el efecto de los elementos de aleación sobre la precipitación de fase sigma enlos AID, fue estudiado y reportado por Maehara et.al., quienes indicaron que el rango deformación de fase sigma, aumenta por los altos contenidos de Cr y Mo que están presentesen la fase ferrita.

METALURGIA DE LA SOLDADURA DE LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX

Hasta ahora se ha descrito un análisis general del proceso de solidificación de los AID, el

cual como ya se ha mencionado depende del proceso utilizado y sus variables, además de lacomposición química de la aleación, pero debido a que la mayoría de las aplicaciones deestos aceros involucra un proceso de soldadura se pretende describir la metalurgia de lasoldadura de estas aleaciones. Los aceros inoxidables dúplex son desarrollados para teneruna buena soldabilidad y buen comportamiento una vez que han sido soldados.

Todos los procesos de soldadura por arco eléctrico pueden ser utilizados para soldar losaceros inoxidables dúplex, sin embargo, los procesos de alto aporte térmico no sonrecomendados debido a que promueven una velocidad baja de enfriamiento, pudiendocausar la precipitación de fases intermetálicas, lo que influye directamente para obtener el

balance microestructural de la unión soldada.



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MICROESTRUCTURA DE LA UNION SOLDADA

En la unión soldada de un acero inoxidable dúplex se distinguen cinco regiones:

1. Metal de soldadura2. Zona parcialmente fundida3. Zona de crecimiento de grano ferrítico4. Zona bifásica parcialmente transformada5. Zona bifásica similar al metal base

Estas regiones las podemos observar en la Figura 30 junto con los cambios estructuralesque estas representan en la unión soldada. Dependiendo del espesor del material base, un

alto aporte térmico tiende a causar una velocidad lenta de enfriamiento, promoviendo laprecipitación de austenita y de esta manera, balanceando la microestructura final. Sinembargo, de esta misma manera, se puede favorecer la precipitación de fases intermetálicasy el crecimiento de grano, dependiendo de la temperatura pico alcanzada en la zonaafectada térmicamente. Por otro lado, un bajo aporte térmico conduce a una velocidadrápida de enfriamiento, con lo que se dificulta la precipitación de austenita por lo que elporcentaje de ferrita es alto. De esta manera, se promueve la precipitación de una grancantidad de nitruros de cromo en el interior de la ferrita, lo que generalmente sucede en lazona del metal de soldadura debido a que la velocidad de enfriamiento en esta zona, esrápida en comparación con la zona afectada térmicamente.

Figura 30: zonas de la unión soldada de un AID



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La microestructura del metal de soldadura depende significativamente de la composiciónquímica del material de aporte y, eventualmente de los ciclos térmicos, por esta razón, con

el objetivo de facilitar la formación de austenita en el metal de soldadura, generalmente seutilizan materiales de aporte con un contenido de níquel mayor al contenido en el metalbase, con lo que se asegura que el contenido de ferrita puede ser mantenido alrededor del50% a temperatura ambiente. La adición de nitrógeno a través del material de aporte o delgas de protección, es otra manera de controlar el porcentaje de ferrita en el metal desoldadura. El balance microestructural en la zona afectada térmicamente está influenciadodirectamente por los ciclos térmicos experimentados por el material durante el proceso desoldadura.

Todas las aleaciones dúplex solidifican en ferrita y son completamente ferríticos al final de

la solidificación. Dependiendo de la composición, la ferrita es estable en un rango detemperaturas elevadas antes de que la temperatura se encuentre por debajo de latemperatura solvus de ferrita y la transformación a austenita comience. La transformaciónferrita-austenita es dependiente de la composición química de la aleación y de la velocidadde enfriamiento. Es esta transformación la que determina el balance final ferrita-austenita yla distribución de la austenita en el metal de soldadura.

La secuencia de transformación de las uniones soldadas dúplex es igual a la ya mencionadaantes para la solidificación de dichos aceros:

í → í + → → +

La solidificación en los aceros inoxidables dúplex comienza con la formación de la faseferrita aproximadamente a 1380°C. Una vez que el material ha solidificado,aproximadamente a 1350°C, la microestructura presente es completamente ferrítica. En estepunto, la ferrita es una fase estable y por debajo de 1350°C, se vuelve inestable,promoviendo la transformación a austenita, las cuales son estables hasta temperaturaambiente.

BALANCE FERRITA – AUSTENITA DE LA ZONA AFECTADA TERMICAMENTE

Los ciclos térmicos experimentados durante el proceso de soldadura promueven cambiosmicroestructurales en la zona afectada térmicamente y en el metal de soldadura encomparación con la microestructura del metal base, por lo que el balance ferrita/austenitaen las zonas de la unión soldada de los aceros inoxidables dúplex es difícil de obtener, yaque esta zona está controlada por la velocidad de enfriamiento desde la temperatura solvusde ferrita o temperatura pico. La microestructura del metal de soldadura está en función de



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la composición química, la temperatura pico y la velocidad de enfriamiento desde latemperatura pico, ya que en esta zona, la microestructura puede ser controlada por la

selección del metal de aporte apropiado y por la velocidad de enfriamiento desde latemperatura pico alcanzada. Sin embargo, la microestructura de la zona afectadatérmicamente puede ser controlada únicamente por el aporte térmico y la velocidad deenfriamiento debido a los ciclos térmicos que experimenta. Las transformaciones en estadosólido en la zona afectada térmicamente de los aceros inoxidables dúplex cercana al metalde soldadura, involucran principalmente la disolución de austenita y precipitados durante elcalentamiento seguido de la reformación de austenita y reacciones de precipitación duranteel enfriamiento a través de la región bifásica.

La cantidad de austenita disuelta es dependiente de la temperatura pico alcanzada. Durante

el enfriamiento desde la temperatura pico, la transformación ferrita/austenita que se lleva acabo, dará como resultado la presencia de austenita como una red continua a lo largo de loslímites de grano ferrítico, en forma de placas Widmanstatten fuera de los límites de granoferríticos y como austenita acicular intragranular. En la zona afectada térmicamente cercanaal metal base, la austenita puede crecer continuamente desde islas no disueltas de austenitapreexistentes, localizadas generalmente en forma intragranular.

En una unión soldada, la zona afectada térmicamente y el metal de soldadura, sonrápidamente enfriadas desde una temperatura cerca de la temperatura solvus de ferrita, porlo que existe una tendencia para un mayor porcentaje de ferrita en comparación con el

metal base.

El crecimiento epitaxial del grano ferrítico en el metal de soldadura de las uniones soldadasde aceros inoxidables dúplex promueve la formación de una estructura de grano columnar,en donde los granos ferríticos se encuentran rodeados por placas de austenitaWidmanstatten. Debido al rápido enfriamiento del metal de soldadura, los nitruros decromo son observados uniformemente dentro de la ferrita y a lo largo de los límites degrano ferríticos.

Como es esperado, el balance de fases ferrita/austenita puede ser influenciada

significativamente por el recalentamiento subsecuente a elevadas temperaturas durante unproceso de soldadura multipasos o durante un tratamiento térmico post-soldadura, con unporcentaje de austenita que generalmente es incrementado.

La microestructura de los AID es completamente ferrítica por encima de la temperaturasolvus de ferrita y durante el enfriamiento desde esta temperatura, la transformaciónferrita/austenita toma lugar. Así, durante el enfriamiento a partir del campo ferrítico, partede la ferrita se transforma en austenita primaria (γ1). En caso de que el enfriamiento seamuy rápido, la formación de γ1 puede ser perjudicada, obteniéndose una estructura



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“metaestable” con un elevado porcentaje de ferrita. De esta forma, durante elrecalentamiento, ya sea por un tratamiento isotérmico o debido al proceso de soldadura, la

austenita secundaria (γ2) precipita a partir de la ferrita



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CASO PRÁCTICO

J. W. ELMER, S. M. ALLEN, y T. W. EAGAR. Estudiaron la influencia de la tasa deenfriamiento sobre la estructura de aleaciones de aceros inoxidables y describieron lascondiciones que guían las morfologías microestructurales que se desarrollan durante lasolidificación.

Los experimentos se llevaron a cabo en 7 diferentes tipos de aleaciones Fe-Ni-Cr cuyacomposición se muestra en la tabla 3.

Tabla 3. Composición de las 7 Aleaciones (% en peso)

Elemento 1 2 3 4 5 6 7Cr 22.36 24.25 24.99 25.52 26.43 27.62 28.05Si 0.051 0.056 0.042 0.032 0.048 0.042 0.044Al 0.022 0.029 0.02 0.031 0.027 0.02 0.044Ni 19.32 17.32 16.49 15.77 14.29 13.66 12.66Mn 0.002 0.001 0.003 0.008 0.002 0.004 0.002N 0.0028 0.0032 0.0026 0.0028 0.0038 0.0026 0.0035C 0.0023 0.0022 0.0019 0.0026 0.011 0.0019 0.0039O 00047 0.0053 0.0102 0.0034 0.0026 0.0075 0.0026S 0.0018 0.0016 0.003 0.0022 0.0013 0.003 0.0012P 0.001 0.001 0.001 0.001 0.001 0.001 0.001

Fe 58.23 58.33 58.44 58.63 59.2 58.54 59.19Fe+Ni+Cr 99.91 99.9 99.92 99.92 99.9 99.92 99.9Cr eq. 22.44 24.33 25.05 25.57 26.5 27.68 28.12Ni eq. 19.48 17.48 16.63 15.94 14.44 13.8 12.88Cr/Ni 1.15 1.39 1.51 1.60 1.84 2.01 2.18

Un haz de electrones de alta velocidad fue utilizado para fundir las aleaciones y despuéspermitir que estas resolidificaran, empleando tasas de enfriamiento que variarón desde 7oC/s hasta 7.5*106 oC/s, y las muestras resultantes fueron analizadas por medio de métodosópticos metalográficos. Caracterizando 5 modos de solidificación primaria y 12morfologías microestructurales en las aleaciones solidificadas (Tabla 5). En la tabla 4podemos observar el modo de solidificación primaria (MSP) de cada aleación variando latasa de enfriamiento.



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Tabla 4. MSP a Bajas, Intermendias, y Altas Tasas de Enfriamiento

Tasa de EnfriamientoAleación Baja Media Alta

1 A A A2 AF AF A3 AF / FA AF / E / FA A4 FA / AF AF / E / FA A5 FA / F F F6 F / FA F F7 F F F

Los ya citados investigadores demostrarón mediante este estudio que las morfologías

desarrolladas durante el proceso de solidificación están directamente relacionadas con lacomposición química, la tasa de enfriamiento y el tiempo de transformación en estadosólido de la ferrita. El desarrollo de cada una de las 12 morfologías encontradas se muestraen la tabla 5.

Tabla 5. Modo de Solidificación, Secuencia de Solidificación y Morfología desarrolla

Modo desolidificación

Secuencia de solidificación Morfología

A → ( + ) →

Dendrita celular Autenítica

Austenita celular

AF → ( + ) → ( + + ) → ( + ) Ferrita interdendríticaFerrita intercelular

E → ( + + ) → ( + ) Eutéctica

FA → ( + ) → ( + + ) → ( + )

Austenita intercelularFerrita vermicular

Ferrita de encajeAustenita de bloque

F → ( + ) → Austenita WidmanstättenAustenita masivaFerrita celular

La Tabla 5, representa un set completo de solidificaciones posibles y desarrollo morfológico que ocurren durante la

solidificación de un acero inoxidable.



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Mediante este estudio se llegó a la conclusión de que a bajas tasas de enfriamiento lasaleaciones con radios bajos Cr/Ni solidifican como austenita primaria (modos “A” y “AF”),

y los que cuentan con radios altos Cr/Ni lo hacen como ferrita primaria (modos “F” y“FA”). Sin embargo, a altas tasas de enfriamiento las aleaciones solidifican en fase única deaustenita o ferrita, esto debido a que bajo condiciones de solidificación rápida se suprime ladistribución de soluto.

Una vez establecido el modo de solidificación primario, la morfología microestructuraldesarrolla su forma mientras la ferrita experimenta una transformación parcial en estadosólido a austenita. La Figura 31 resume la relación de las doce morfologíasmicroestructurales respecto a la composición química de la aleación, el modo desolidificación primario y la tasa de enfriamiento.

Figura 31: tasa de enfriamiento contra composición química de las morfologías microestructurales que resultan de los

efectos combinados de la solidificación y la transformación en estado sólido.



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La examinación metalográfica de las aleaciones solidificadas mostro que la ferrita y laaustenita crecerán epitaxialmente del sustrato del metal base para todas las tasas de

enfriamiento del citado estudio.A bajas tasas de enfriamiento la fase termodinámicamente más estable determinara el modode solidificación primario. Sin embargo, a altas tasas de enfriamiento la cinética decrecimiento de la austenita metaestable en la zona de solidificación puede sustituir laformación de la fase ferrítica primaria para aleaciones ricas en Cr.



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CONCLUSIONES

- La solidificación de cualquier tipo de metal o aleación es uno de los procesos físicosmás importantes en el sector industrial, ya que la mayoría de los metales se funden oson sometidos a proceso de resolidificación como su unión por soldadura. Laimportancia de la solidificación radica en los efectos que esta tendrá en lamicroestructura final del material, que a su vez afectara las propiedades del mismo,y en consecuencia su eficacia, degradación o fallo durante su vida útil de servicio.

- El elemento Cr da a los aceros su propiedad de inoxidable creando una capaprotectora de óxido de Cromo Cr2O2 al entrar en contacto con Oxigeno.

- Los aceros inoxidables dúplex presentan excelentes propiedades mecánicas y deresistencia a la corrosión, debido a su balance microestructural ferrita – austenita.Debido a esto su aplicación se ha incrementado desde décadas pasadas haciendonecesario que se realicen estudios detallados de este tipo de aleaciones.

- Existen 5 modos primarios de solidificación, “A”, “F”, “E”, “AF”, y “FA”, de entrelos cuales la solidificación de cualquier acero inoxidable puede tomar lugar, y quedependen directamente de la composición química de la aleación y de la tasa de

enfriamiento utilizada.

- Los elementos de aleación de los aceros inoxidables dúplex juegan un papelimportante en el balance de la microestructura final y por lo tanto de las propiedadesdel material, debido a que estos actúan como estabilizadores de ferrita o austenita.Además de la composición química, las variables de solidificación influyen demanera directa en la morfología de la microestructura que se desarrolla durante lasolidificación de los AID. Estos dos factores influyen directamente en: (a) modoprimario de solidificación, (b) redistribución de soluto y formación de segundasfases durante la solidificación, (c) el comportamiento de nucleación y crecimientode la transformación de fase ferrita – austenita.

- El modo de solidificación de los aceros inoxidable dúplex puede ser ferríticoprimario o austenítico primario, dependiendo del radio Cr/Ni, y de la tasa deenfriamiento, la cual también determinara la formación de segundas fases durante latransformación en estado sólido de los modos de solidificación mencionadospudiendo suprimir estas si la velocidad de enfriamiento es muy alta.



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- Durante la solidificación de los aceros inoxidables dúplex se presentan fasessecundarias, como la fase sigma (σ), fase chi (χ ), alfa prima (α’), etc.; carburos del

tipo M7C3 y M23C6, y nitruros del tipo Cr2N, las cuales tienden a afectar laspropiedades del material. Estas fases también pueden presentarse en otro tipo deprocesos como la deformación plástica, tratamientos térmicos o procesos deenvejecido.

- La mayoría de las aplicaciones de los aceros inoxidables dúplex conlleva implícitoun proceso de unión por soldadura, a causa de esto es necesario conocer cómo lametalurgia de la unión soldada ya que el cordón de soldadura puede presentardiferencias microestructurales en relación al metal base dado que el metal de aportey los ciclos térmicos influyen de manera directa en el balance de la microestructura

final.

- Un alto aporte térmico en el proceso de soldadura causa velocidades lentas deenfriamiento promoviendo la precipitación de austenita y balanceando lamicroestructura final, pero también puede favorecer la precipitación de fasesintermetálicas y el crecimiento de grano. Un bajo aporte térmico causa velocidadesrápidas de enfriamiento lo que dificulta la precipitación de austenita por lo que elporcentaje de ferrita es alto, además de que promueve la precipitación de una grancantidad de nitruros de cromo en el interior de la ferrita.

- La zona afectada térmicamente se ve afectada por los ciclos térmicos de losprocesos de soldadura, así, su microestructura es controlada únicamente por elaporte térmico y la tasa de enfriamiento, mientras que el metal de soldaduradepende también de la composición química del metal de aporte.



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ANEXOS

DIAGRAMAS CONSTITUTIVOS

A medida que se aumentó el uso y la aplicación de los aceros inoxidables, se hizo necesarioel desarrollo de una herramienta que ayudara a predecir la microestructura del metal desoldadura, por lo cual, varios diagramas de predicción y ecuaciones has sido desarrolladas,basando se en la composición química de las aleaciones.

El acero inoxidable contiene muchos elementos, el efecto global de estos es una suma delos diferentes efectos individuales. Ahora bien, sabemos que los elementos máscaracterísticos de los aceros inoxidables son el Cromo, el Molibdeno, el Nitrógeno y elNíquel, elementos alfágenos y gammágenos. Estos últimos elementos permiten por eso lacoexistencia de ferrita y austenita en el seno del acero. La Figura 32 resume el efecto de losdos elementos mayores “Cr y Ni” sobre las familias de aceros inoxidables.

Figura 32: familias de aceros inoxidables

Uno de los primeros diagramas para predecir la microestructura de las uniones soldadas fueel de Anton Schaeffler, quien representó en un solo gráfico (Fig. 33) el efecto combinadodel Cromo y del Níquel tomando en consideración que cualquier otro elemento de aleaciónproduce un efecto similar según que sea alfágeno o gammágeno. De esta forma, Schaefflercalculó a partir de la composición química (Fe, Cr y Ni) de la aleación, expresiones ydefinió coeficientes para dar las proporciones de fase final. Sin embargo, aunque se hademostrado experimentalmente que se acercan bastante a la realidad, hay que tenerprecaución con los coeficientes de Schaeffler. El siguiente diagrama muestra, en función



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del contenido de cromo y Níquel, las zonas de estabilidad de las diferentes fases de losaceros inoxidables, así como las de coexistencia de diferentes fases con sus proporciones.

Este diagrama permite conocer de manera aproximativa las fases presentes en la ZAT (HeatAffected Zone: zona afectada térmicamente) de la soldadura.

Los coeficientes de Schaeffler y las expresiones de éste último no toman en cuenta loscontenidos de Nitrógeno (gammágeno), Titanio, y Niobio (alfágenos). En nuestro acero, elNitrógeno es un elemento importante, despreciar su efecto puede dar lugar a errores deinterpretación, esto nos da una razón más para desconfiar de los resultados que pueden dareste diagrama.

Figura 33: diagrama de Schaeffler

Otra versión del diagrama de Schaeffler es el diagrama de la Fig. 34, que es el de Schoefer,representando una versión simplificada del de Schaeffler de tal forma que el resultado finalresume todo en solo una curva cuyos puntos determinan el porcentaje de ferrita presente enuna aleación dúplex en función de la relación del equivalente de Cromo y Níquel. Es unaaproximación muy aceptable dado que se consideren casi todos los elementos de aleaciónen la determinación de los equivalentes de Cromo y Níquel.



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Figura 34: Diagrama simplificado de Schoefer

En 1988, Siewert, propuso un nuevo diagrama de predicción conocido como WRC-1988, elcual involucra un rango de ferrita de 0 a 100, también propuso una nueva fórmula queremovía el Manganeso de la ecuación Niqeq. En1992 Kotecki y Siewert propusieron unamodificación al diagrama WRC-1988, en el que incluyeron un coeficiente de 0.25 para elCobre, y se conoce como diagrama WRC-1992 (Fig. 35).

Figura 35: diagrama WRC-1992



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El diagrama WRC-1992 para la soldadura de aceros inoxidables ha sido reconocido por elinstituto internacional de soldadura (WII) por su exactitud y preferencia para estimar o

predecir el número de ferrita en metales de aporte de aceros inoxidables auseníticos,ferríticos y dúplex. Como resultado de su efectividad fue incorporado al código ASME en1994.

Tabla 6. Composición química nominal de las aleaciones dúplex.

Elementos(% en peso)

Desig.UNS

C S P Si Mn Ni Cr Mo Cu W N

S31500 0.030 0.030 0.030 1.40-2.00

1.20-2.00

4.25-5.25

18.0-19.0

2.50-3.00

---- ---- ----

S32304 0.030 0.040 0.040 1.0 2.50 3.0-5.5 21.5-24.5

---- 0.05-0.80

---- 0.05-0.20

S32404 0.04 0.010 0.030 1.0 2.0 5.5.-8.5

20.5-22.5

2.0-3.0 1.0-2.0 ---- 0.20

S31803 0.030 0.020 0.030 1.00 2.00 4.50-6.50

21.0-23.0

2.50-3.50

---- ---- 0.08-0.20

S32205 0.030 0.020 0.030 1.0 2.0 4.50-6.50

22.0-23.0

3.00-3.50

---- ---- 0.14-0.20

S31200 0.030 0.030 0.045 1.00 2.00 5.50-6.50

24.0-26.0

1.20-2.00

---- ---- 0.14-0.20

S31260 0.03 0.030 0.030 0.75 1.00 5.50-7.50 24.0-26.0 2.50-3.50 0.20-0.80 0.10-0.50 0.10-0.30S32550 0.04 0.030 0.04 1.00 1.5 4.50-

8.5024.0-27.0

2.9-3.9 1.50-2.50

---- 0.10-0.25

S32900 0.08 0.030 0.040 0.75 1.00 2.50-5.00

23.0-28.0

1.00-2.00

---- ---- ----

S32960 0.03 0.010 0.035 0.60 2.0 3.50-5.20

25.0-29.0

1.00-2.50

---- ---- 0.15-0.35

S32520 0.030 0.020 0.035 0.8 1.5 5.5-8.0 24.0-26.0

3.0-5.0 0.50-3.00

---- 0.20-0.35

S32750 0.030 0.020 0.035 0.8 1.20 6.0-8.0 24.0-26.0

3.0-5.0 0.5 ---- 0.24-0.32

S32760 0.03 0.01 0.03 1.0 1.0 6.0-8.0 24.0-

26.0

3.0-4.0 0.5-1.0 0.5-1.0 0.2-0.3

S39226 0.030 0.030 0.030 0.75 1.00 5.50-7.50

24.0-26.0

2.50-3.50

0.20-0.80

0.10-0.50

0.10-0.30

S39274 0.030 0.020 0.030 0.80 1.0 6.0-8.0 24.0-26.0

2.50-3.50

0.20-0.60

1.50-2.50

0.24-0.32

S39277 0.025 0.002 0.025 0.80 ---- 6.5-8.0 24.0-26.0

3.0-4.0 1.2-2.0 0.80-1.20

0.23-0.33



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