Tratamientos Termicos De Los Aceros Apraiz Barreiro 1u3tm

ACEROS

Fundición

HipocuhscFoiclaI Hipcraul-acfoidc | Hipocul-ffchca I Hlp«rguV«ch'ca. Euhechca E u I-
!

í

/

L I (Aejui conhnua solidificando a« la camanl-iVa.) Omgnf-iha- •+- liquido

Ausf-gqifn solida.

solución

Ledeburif-a + ausfgnif-a + eemgnfifa secundaria. \\ B

Lgdg bu ri Fot, -fcemgnf-íla ' primaria. n c

1ZB Per lil-Q. fgrn t-q.

Pa r I i I j.

pgrlit-a. -f- cgmgnbí-a sgeundaria"»

Figura Zonas

de

nacimiento

y

estabilidad aleaciones

de

cgmanl-il-Q.

21 los

diversos

hierro-carbono.

constituyentes

de

las

CAP. I.

DIAGRAMA

IIIERRO-CARBONG

21

que precipitan a 1.395° son ya de 0,60 % de C (a\). N o ocurre ninguna novedad hasta los 758° (a'\), entonces comienzan a nacer cristales de ferrita y la austenita se va enriqueciendo en carbono, y hacia los 700°, cuando la composición de la austenita es la eutectoide, precipita toda ella en forma de cristales de perlita. Obtenemos como en el caso anterior cristales de ferrita y perlita, pero la proporción de los de perlita es mayor que antes. A C E R O DE 0 , 9 0 % DE C — La primera parte del proceso es la misma que anteriormente. El comienzo de la solidificación ocurre a 1.445° (b2). C o m o siempre el contenido en carbono de los cristales de austenita que van precipitando, aumenta progresivamente hasta 0,90 % de C a 1.225°, punto a'2, y entonces por difusión ya todos los cristales tienen aproximadamente la misma composición. L u e g o no ocurre nada hasta los 700°. Entonces bruscamente todos los cristales de austenita se transforman en cristales de perlita, obteniéndose c o m o resultado exclusivamente cristales dé perlita. A C E R O D E 1 , 4 0 % DE C , — L a precipitación de la austenita se verifica igual que en casos anteriores. La solidificación comienza a 1 . 4 0 5 ° ' (b3) y termina a 1 . 1 4 5 ° (a' 3 ), obteniéndose cristales de austenita de 1 , 4 % d e - C . Pero luego/hacia 1 . 0 2 0 ° (b"3) de esos cristales, de austenita, comienzan a nacer cristales de cementita -y el porcentaje en carbono de la austenita se va modificando con la temperatura según la línea E —S. Continúa la aparición de nuevos cristales de cementita y el empobrecimiento de los de austenita, hasta que, a 7 0 0 ° aproximadamente, tienen 0 , 9 0 % de C, y bruscamente se transforman todos los cristales de austenita en cristales de periita. El nacimiento de esos cristales de cementita secundaria es debido a que el poder de disolución de la austenita disminuye desde 1.145° al descender la temperatura. A 1.145° puede disolver hasta 1,70 % de C (25,5 % de cementita), pero a temperaturas inferiores no puede disolver tanto. A 900°, por ejemplo (e' 3 ), no puede disolver más que 1,25 % de C ó 18,7 % de cementita y, por lo tanto, al bajar hasta esa temperatura ha tenido que ceder el 6,8 % de cementita sobrante. Estos cristales de cementita se denominan cementita secundaria, para distinguirla de la que precipita al .solidificarse las fundiciones que se llama cementita primaria. F U N D I C I Ó N DE- 3 % DE C . — L a solidificación comienza a 1 3 8 5 ° , aproximadamente, punto /'. Entonces se precipitan cristales de austenita cuya composición es la del punto g precisamente ; al. descender

22

TRATAMIENTOS TÉRMICOS. .DE LOS ACEROS

¡a temperatura los nuevos cristales que se precipitan tienen, cada vez más carbono y su composición viene marcada por la línea g-E. El líquido madre también va aumentando cada vez su riqueza en tAcyoj-upoûktfoidt Líquido

A usltniki primaria

Ferriza

^

i ín.iirir.

lAufrkruko. primario.)

Perilla

P«rlita

fundición hipo-cuj«--

hi.peMukc^'tde l'^llí d o _

iU.s>UnUa pritnaaal

Perlita

iLmdition._cuHc.ki t a -

= —

_ .

-

¡fundición. hi par- eu: +CC1ica Liquida

Camenii-íai

talmerttiia

¿|P«rlila Euftxtita.

Figura Proceso

de

cristalización

de

2'Z

seis

aleaciones

hierro-carbono.

carbono según la línea f-C y llega a 4,3 % (punto C), cuando su temperatura es aproximadamente de 1.135°. En este momento solidifica todo el líquido madre dando cristales de ledeburita, y ten-

CAP. I .

DIAGRAMA

IIIERRO-CARBONG

23

dremos cristales de austenifa de 3,7 %• de carbono (E) y cristales ele ledeburita. (Se llama ledeburita a los cristales eutécticos compuestos a 1.135° por 52 % de cementita y 48 % de austenita.) Luego, al ir disminuyendo la temperatura, la composición de los cristales de austenita se va modificando y su contenido''en carbono viene señalado por la línea E — S y al disminuir el carbono de los cristales de austenita, van apareciendo'cristales de cementita secundaria. La disminüéión de temperatura influye también sobre la ledeburita, que está formada por cementita primaria y austenita. A esta austenita le pasa lo mismo que a la austenita no eutèctica (que a temperaturas inferiores a 1,135" no.puede disolver 1,7 % - d e C) y ele ella nacen cristales de cementita secundaria y se va empobreciendo en carbono hasta los 700°, entonces la austenita eutèctica lo mismo que la proeutéctica, de la .que hemos hablado en el párrafo anterior, tiene 0,90 % de C y precipitan en forma de cristales de perlita. Obteniéndose como resultado cristales de cementita secundaria (de los cuales parte provienen de la austenita y otros provienen de la ledeburita), cementita de la eutèctica y'cristales de perlita. (Unos que provienen de la austenita primaria y otros que provienen de la ledeburita.) F U N D I C I Ó N D E 4 , 3 % D E C . — D e todas las aleaciones hierrocarbono, es la de más bajo punto cíe fusión. A l ir descendiendo la temperatura desde el estado líquido, no ocurre nada hasta los 1 . 1 3 5 ° (punto C). Entonces se solidifica bruscamente precipitándose cristales ele ledeburita. Estos cristales ele ledeburita. están .formados por 52 .% ele cementita primaria y 48 .% de austenita. Al continuar descendiendo la temperatura, la composición de la austenita ele la eutectica se va modificando, se precipitan cristales de cementita secundaria, hasta que por fin, a 700° la composición de la austenita es la eutectoide y se precipitan cristales ele perlita. Al fin el resultado de la cristalización es : cristales de cementita primaria, cristales de cementita secundaria y cristales de perlita. T o d o s ellos resultantes del desdoblamiento de los cristales. eutécticos ele la ledeburita que han precipitado primeramente. F U N D I C I Ó N DE 4,8 % D E C . — A l descender la temperatura se inicia la solidificación en el punto n a 1.400° aproximadamente, comenzando a precipitarse cristales de cementita primaria. A l continuar la solidificación, el contenido en carbono del líquido madre va decreciendo según la línea n-C, y cuando llega a 1.135° es ele 4,3 % de carbono aproximadamente, y cristalizan bruscamente, cristales ele ledeburita.

24

TRATAMIENTOS TÉRMICOS. .DE LOS

ACEROS

Luego al descender la temperatura, la descomposición de la ledeburita es igual a los casos anteriores. Como la ledeburita está formada.por austenita y .cementita, y como aquélla, por debajo de 1.135°

4 > A u s lenir

'So

100

S.

Composicion esiruciural inmediatamente después de ta solidificación completa (Por deba/o de ta t/neaJB)

¿a fu ra d0s

\

' de la 1 e u tec ti

|\ Ce mentito ! délo I \ pro eutectica i ,x ^ X j e o /g'/¡ c £<5 loetenito c dm poàicion T^pJX i ! \Cementite

Composicton estructural inmediatamente encima de ta linea ?

Cementi ta. proeutectica Composicton estructural Por de¿>cyo ae la tinea

Figura Composiciones

estructurales

de

23 las

aleaciones

hierro-carbono.

CAP. I .

DIAGRAMA

IIIERRO-CARBONG

25

va perdiendo su capacidad de disolución del carbono desde 1,70 .% a 0,9 % , tiene que empobrecerse en carbono, y a partir de- 1.135° nacen cristales de cementita secundaria, y cuando la temperatura es de 700°, la composición de la austenita es eutectoide (0,9 •% de C) y se precipita en forma de cristales de perlita, siendo el resultado final de la solidificación : Cristales de cementita primaria proeutéctica y cristales de perlita y cementita secundaria de la ledebürita. En la figura núm. 23 se representa gráficamente los porcentajes que existe de cada uno de los constituyentes de las diferentes aleaciones hierro-carbono en tres momentos del enfriamiento lento desde alta temperatura. Para facilitar su interpretación pondremos dos ejemplos. A C E R O D E 0 , 6 0 DE C . — S u composición estructural inmediatamente después de la solidificación total seri : 100 % de austenita de 0,60 % de carbono (fig. 23).

Su composición,

estructural

un momento

antes

de EFG

será :

33 % de ferrita proeutectoide. 67 % de austenita de composición eutectoide. Por debajo de EFG sus constituyentes

serán, aproximadamente :

33 % de ferrita proeutectoide. . 67 % de perlita. Esta perlita estará formada por 86,5 % de ferrita y 13,5 % de cementita. Resultando como constituyentes finales 9 % 91 % de ferrita. F U N D I C I Ó N DE 3 , %

de cementita y

componentes 'inmediatamente son, aproximadamente:

DE C . — S u s

pués de su solidificación

des-

50 % de austenita de 1,7 % de Carbono v 50 % de eutèctica. Esta eutèctica está formada por 52 % de cementita y 48 % dfe austenita de 1,7 % de carbono, Un momento

antes de EFG,

los componentes

son i

26 % de cementita de la eutèctica. H) ,% de cementita proeutectoide. 64 % de austenita de 0,90 % de carbono.

26

T R A T A M I E N T O S T É R M I C O S . .DE L O S

TABLA

ACEROS

I

C O N S T I T U Y E N T E S M I C R O S C Ó P I C O S D E LAS ALEACIONES H I E R R O - C A R B O N O ENFRIADAS

CLASE DE

LENTAMENTE. C O N S T I T U Y E N

C %

ALEACION

.

Per lita total

CernenFerrita tita proeuteroeutectóide tóide

Eutèctico

T E S

°/o

CernenCamentita tita eutèctica primaria

Total .

Camentita Total

Ferrita

Suave

0,00 0,10 0,20

0 11 22

100 89 78

0 0 0

0 0 0

0 0 0

0 0 0

100,0 98,5 97,0

0,0 1,9 3,0

Medio duro

0,30 0,40 0,50 0,60 0,70

33 44 56 67 78

67 56 44 33 22

0 0 0 0 0

0 0 0 0 0

0 0 0 0 0

0 0 0 0 0

95,5 94,0 92,5 91,0 89,5

4,5 6,0 7,5 9,0 10;5

Duro

0,80 0,90 1,00 1,10 1,20 1,30 1,40 1,50 1,60 1,70 1,80 1,90 2,00 2,10 2,20

89 100 98 97 95 93 91 90 88 86 84 83 81 79 77

11 ' 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0

0 0 2 3 5 7 9 10 12 13,9 13,6 13,3 13,1 12,8 12,5

0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 4 8 11 15 19

0 0 0 0 0 0 0 0 9 0 2 4 6 8 10

0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0

88,0 86,5 85,0 83,5 82,0 80,5 79,0 77,5 76,0 74,5 73,0 71,5 70,0 68,5 67,0

12,0 13,5 15,0 16,5 18,0 19,5 21,0 22,5 24,0 75,5 27,0 28,5 30,0 31,5 33,0

2,30 2,40 2,50 2,75 3,00 3,25 3,50 3,75 4,00 4,30 4,50 4,80 6,67

76 74 72 68 64 59 58 51 46 41 38 32 0

0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0

12,2 11,9 11,7 11,0 10,3 9.6 8,3 8,2 7.5 6.6 6,1 5.7 0,0

23 27 31 40 50 60 70 79 89 100 92 79 0

12 14 16 21 26 31 36 41 46 52 48 41 0

0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 8 21 100

Acero

Fundición blanca

,

65,5 34,5 36,0 64,0 37,5 62,5 58,75 41,25 46 55 51,25 48,75 52,5 47,5 43,75 56,25 60,0 40,0 64,5 35,5 67,5 32,5 72,0 28,0 0,0 100,0

CAP.

Por debajo

I.

de EFG

DIAGRAMA

1-IIL RRO-CA-RBONO

la constitución

27

será :

26 % de cementita de la eutèctica. 10 % de cementita proeutectoide. 64 % de per lita, que está formada por ferrila y cementita, y sus proporciones serán, con respecto al total, de 55 % de ferrita y 45 % de cementita.

9.

Transformaciones que e x p e r i m e n t a n 0 , 5 0 % de carbono en la zona

los aceros de menos de

1.400-1.535°

Para hacer más fácil el estudio del diagrama hierro-carbono, no hemos citado las transformaciones que sufren los aceros de menos de 0,50 % ele carbono a temperaturas comprendidas en el intervalo 1.400-1.535°. En esta zona el diagrama no es tan simple c o m o hemos indicado anteriormente, y en la figura 24 se puede ver tal c o m o es en realidad. Esas nuevas zonas son debidas a la existencia de un nuevo estado alotrópico del hierro, que se llama hierro delta. En los procesos de enfriamiento lento, las zonas de estabilidad de los cuatro estados alotrópicos del hierro, se hallan comprendidos en los siguientes intervalos de temperatura: Hierro delta

1.535° a 1.400°

Hierro gamma

1.500° a

700°

900° a

768°

768° a

20°

Hierro beta Hierro alfa

'

T o d o el hierro que contiene la austenita. es siempre hierro g a m ma, el de la ferrita puede ser hierro beta o alfa, y el de la perlita es siempre hierro alfa. El paso del hierro en estado líquido a hierro g a m m a y la transformación del hierro gamma en hierro delta y viceversa, da lugar en los aceros de b a j o contenido en carbono a nuevas fases, según se puede verse en la figura 24. A l solidificarse el hierro puro a 1.535°, aparece el hierro delta, e|tie al disminuir la temperatura se transforma luego en hierro g a m m a a 1.403° aproximadamente. Para contenidos en carbono comprendidos entre 0,03 v 0,08 % aproximadamente, las transformaciones en el enfriamiento se verifican en la siguiente f o r m a : 1.° Acero líquido. 2.° A c e r o líquido y

28


ACEROS

hierro delta (zona 2). 3.° Hierro delta (zona 3). 4.° Hierro delta y austeñita (zona 4). 5.° Austenita (zona 6). Para aceros de 0,08 a 0,18 % de carbono tendremos : 1.° A c e r o b ± Víquido

Y * tcmcnViia

(9)

H'ntrro olfa

500

H\arro^-* eil-Ja Loo T«rrUa + Perlita

P»rl\1a + Cemintita

Jt1 % de C Figura 1

Zonas

de estabilidad

de

los diferentes

los c a l e n t a m i e n t o s

y

24 estados

alotrópicos

enfriamientos muy

del

lentos.

hierro,

en

CAP.

I.

DIAGRAMA

IIIERRO-CARBONG

29

líquido. 2.° A c e r o líquido y hierro delta (zona 2). 3.° Hierro delta y austenita (zona 4).'4.° Austenita (zona 6). Para aceros de 0,18 a 0,50 .% de carbono aproximadamente, tendremos : 1.° A c e r o líquido. 2.° A c e r o líquido y hierro delta (zona 2). 3 0 Acero líquido y austenita (zona 5). 4." Austenita (zona 6). P o r fin, para los aceros de más de .0,50 % de carbono tendremos únicamente: 1.° A c e r o líquido. 2.° A c e r o líquido v austenita (zona 5). 3.° Austenita (zona 6). 10.

Disolución del carbono o carburo de hierro en la f e r r i t a o hierro a l f a

Aunque ya se ha indicado anteriormente (fig. 19) que la ferrita o hierro alfa es capaz de disolver o contener en disolución cantidades pequeñísimas de carbono o carburo de hierro, en algunas ocasiones, al tratar de los diferentes estados alotrópicos del hierro, se suele decir que la ferrita es hierro puro sin carbono y que el hierro alfa y el hierro beta son incapaces de disolver el carbono. A pesar de que esto puede dar lugar a confusiones, la realidad,, sin embargo, es que muchas veces se habla de esa forma, sobre todo cuando se quiere diferenciar el hierro alfa y el beta del hierro gamma, cuya capacidad de disolución es muchísimo mayor. Para aclarar bien lo que sucede, v a m o s . a explicar con más detalle los fenómenos que ocurren y las transformaciones que se presentan c o m o consecuencia de esa solubilidad. En la zona del diagrama correspondiente a porcentajes de carbono variables de 0 a 0,1 % de C, aparecen dos nuevas zonas que antes no habíamos señalado y que modifican un p o c o las leyes de transformación que antes se citaron. En efecto, en el enfriamiento de los aceros hipoeutectoides de 0 a 0,35 % de C, al llegar a la temperatura Ar 3 , se inicia la precipitación de la ferrita (fig. 24), que antes decíamos que era hierro beta y ahora diremos que es hierro beta con un porcentaje de carbono variable y que viene señalado por la línea M - H . Al llegar a 768°, toda la ferrita beta se transforma en ferrita alfa y luego a medida que desciende la temperatura, el contenido en carbono de la ferrita ya aumentando hasta 0,035 % a -721°. • En los aceros de 0,35 a 0,90 % de carbono, cuando en el enfriamiento llegan a la temperatura Ar 3 „, comienza a precipitarse directamente ferrita alfa, c u y o contenido en carbono varía según la línea N - H . Al descender luego la temmperatura del acero hasta los 721° aproximadamente, la solubilidad es máxima y el contenido en car-

30

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS

bono llega a 0,035 % . Este será el contenido en carbono de toda la ferrita a esa temperatura, lo mismo .el de la'ferrita bipoeutectoide que el de la que se ha precipitado bruscamente, formando parte de ¡a pexlita. Luego:.al continuar, el descenso.,de temperatura, esa solubilidad disminuye, se inicia una separación de parte del carbono o carburo de hierro que tiene la ferrita en solución y a la temperatura ordinaria, la 'ferrita contiene sólo 0,008 % de carbono aproximadamente.

CAPITULO

TEMPERATURAS

CRITICAS

DEL

I¡

HIERRO

Y

DE

LOS

ACEROS

11. A l estudiar el diagrama hierro-carbono, hemos„visto que existen para cada "acero ciertas temperaturas, en las que en el calentamiento y en el enfriamiento muy lento hay transformación de los constituyentes microscópicos. A h o r a vamos a examinar con más detalle esos puntos o temperaturas críticas y los fenómenos físicos que acompañan a esas transformaciones, señalando al mismo tiempo los procedimientos más utilizados para su determinación. 12.

Estados alotrópicos y puntos críticos del hierro

Si se deja enfriar lentamente una-muestra de hierro lo más puro posible, desde el estado líquido,- se puede observar ( f i g . 25), que

0

ID 20

50

Curvas

úl

50 60

70

80 90

0

10

ZO 50 4 0 50 60

Minutos.

F i g u r a 25 ' de enfriamiento y calentamiento del hierro

70 8 0 90 100

puro.

se solidifica instantáneamente a 1.535°. A l continuar descendiendo la temperatura, no se observa nada anormal en el proceso de enfriamiento, hasta 1.400°. Entonces se nota una disminución en la ve-

32


ACEROS

locidad de enfriamiento debida a un desprendimiento espontáneo de calor. Lueg'o, hacia los 89B°, se produce otro nuevo desprendimiento de calor y se aprecia otra disminución en la velocidad de enfriamiento bastante neta y pronunciada. Hacia los 750° vuelve a ocurrir otra parada en el enfriamiento, que es ya la última antes de llegar a la temperatura ambiente. Esas temperaturas en las que ocurren esos fenómenos, se llaman'temperaturas o puntos críticos, y se denominan Ar,^ Ár 3 y Ar„, respectivamente. La parada a 1.400°, (Ar d ) corresponde a un cambio alotrópico .del hierro, que pasa del estado de hierro delta al de hierro gamma. El punto Ar 3 a 898°, señala la transformación de hierro gamma en hierro beta y el punto Ar 2 a 750°, corresponde a la transformación del hierro beta en hierro alfa. Cuando el proceso es inverso .y se calienta el hierro desde la temperatura ambiente hasta la de 1.550°, los fenómenos se presentan en forma muy parecida, pero a temperaturas un poco superiores, recibiendo ahora esos puntos críticos los nombres A c 2 , Ac 3 y Ac,,. El AC2 se presenta hacia los 790°, el Ac 3 a los 910° y el Ac,, a 1.410°, aproximadamente. Esta diferencia que existe entre las temperaturas críticas en el enfriamiento y en el calentamiento, revelan la resistencia que oponen los sistemas cristalinos a transformarse, indicando además que |as temperaturas críticas reales se hallan sin duela entre AG3 y Ár 3 y A c , y Ar 2 . Si se pudiera realizar esos calentamientos o enfriamientos a una velocidad infinitamente lenta, los puntos críticos se hallarían a la misma temperatura en el calentamiento y en el enfriamiento. A esos puntos críticos se les ha dado los nombres de A r y A c , recordando el proceso que se ha seguido. (En francés enfriamiento «refroidlssement» r, y calentamiento «chauffage» c.) A l estudiar luego otros temas relacionados con estos fenómenos, convendrá recordar la existencia de esta histéresis que se presenta en todos los tratamientos y.que modifica la situación de los puntos críticos. Cuando hablamos del -diagrama teórico hierro-carbono, que se refiere a calentamientos o enfriamientos infinitamente lentos, podemos decir, que la transformación perlita-austenita, o la inversa, austenita-perlita, se verifica a .721°, y en cambio, al referirnos a un proceso industrial de calentamiento, diremos por ejemplo, que en el calentamiento la transformación perlita-austenita ha ocurrido a 725° ó 740°. y en el enfriamiento a 690° ó 700°. Además hay que

CAP. II.

TEMPERATURAS.

CRITICAS DEL HIERRO' Y L O S

ACEROS

33

tener en cuenta que, así c o m o la temperatura teórica de 721° es fija, las otras dependen de la velocidad de calentamiento o enfriamiento, y pueden variar bastante de unos casos a otros. 13.

Hierro a l f a y hierro g a m m a

El hierro muy puro, de bajísimo contenido en carbono, a temperaturas inferiores a SOSÎO 0 , se presenta en forma de hierro beta y hierro alfa, que no disuelven al carbono o carburo de hierro, o lo disuelven en proporciones pequeñísimas, variables de 0,035 % a 721° a 0,008 % a la temperatura ambiente (fig. 19). A temperaturas superiores a 898°-910°, el hierro se encuentra' en f o r m a de hierro gamma, que puede disolver al carbono o carburo de hierro en cantidades hasta de 1,7 % . f El hierro beta aparece en el intervalo 9l0°-768°, y el hierro alfa a temperaturas inferiores a 768° (fig. 24). A u n q u e entre el hierro alfa y el hierro beta hay algunas diferencias notables, ambos cristalizan en la misma forma, y su aptitud de disolución del carbono, también es casi idéntica. P o r eso, aunque ahora al hablar en este apartado de la' estructura cristalina y solubilidad del carbono en los diferentes estados alotrópicos del hierro, algunas veces citamos únicamente el hierro a l f a ' y el hierro gamma, y no citamos el hierro beta, es porque en realidad nos referimos al estado cristalino, característico lo mismo del hierro alfa que del hierro "beta, que no disuelve'más que en cantidades pequeñísimas al carbono. El hierro g a m m a se diferencia también del hierro alfa A-' beta por su distinta disposición atómica. El hierro en estado sólido a la temperatura ordinaria (hierro alfa), adopta la disposición de cubos centrados, v en cambio, a alta temperatura (hierro gamma), se presenta con la disposición atómica de caras centradas (fig. 26). Las células cristalinas unitarias del hierro alfa y del hierro beta tienen la forma de un c u b o con un átomo de hierro en cada uno de los o c h o vértices y uno en el centro. Si se eleva la temperatura del hierro puro, esta situación de los átomos se conserva hasta la temperatura de transformación de 910°, ' al sobrepásar la cual el hierro beta se transforma en hierro gamma, y la estructura cristalina se disloca lo mismo que las figuras de un calidoscopio, y se transforma bruscamente en otro sistema cristalino, apareciendo la disposición de caras centradas en la que hav un átomo én cada uno de los vértices y un átomo en el centro de las caras.

34


ACEROS

Hemos pasado, pues, del cubo centrado formado por 9 átomos (uno en- el -Centro y 8 en los vértices), al cubo de caras centradas de' 14 áiomos (6 en las caras y 8 en los vértices). Estos cubos no están, en realidad, formados por 9 y 14'átomos, como parece desprenderse de la observación 1 de la figura 26. C o m o cada uno de los-átomos-de los vértices, forma parte de los otros

F i g u r a 26 Sistemas cristalinos

del h i e r r o alfa ( c u b o de c u e r p o c e n t r a d o ) y del h i e r r o g a m m a caras

(cubo

de

centradas).

siete cubos vecinos y los de los centros de las caras pertenecen tam.bién al cubo adyacente, esos cubos contienen en realidad un número de átomos menor.. En, el hierro alfa (cubo centrado) la materia correspondiente a cada cubo, es en realidad la de dos.átomos. U n o , .el átomo central .y, otro (8.x 1/8 = 1), correspondiente, a 1/8 de cada-uno de los vértices. En el hierro gamma cada uno de los átomos del centro de las caras pertenece también al cubo adyacente. Resulta, por lo tanto, ,cjue el cubo elemental tiene sólo la materia de 4 átomos. U n o (8 x 1 / 8 = 1 ) de 1/8 de cada uno de los vértices y tres ( 6 x 1 / 2 = 3) de 1/2 de. cada una de las seis caras. La longitud de las. aristas de esos cubos elementales'se-denomina

CAP. II.

TEMPERATURAS.

CRITICAS DEL HIERRO' Y L O S ACEROS

35

constante o parámetro del sistema cristalino, que para el "hierro alfa varía de '2,85 ,a 2,90 Angstrom (Angstrom = O,@OO.OQ0.1 mm.) V para el hierro gamma varía de 3,65 a 3,70 Angstrom (fig. 27). Aunque el. cubo-elemental del hierro gamma.tiene más-átomos que el del hierro alfa, el número total de átomos no ha aumentado al pasar de un...estado a otro ; ha habido una modificación de estructura cristalina, apareciendo ahora cubos de mayor volumen, o sea, que. después del cambio, la misma masa del hierro está formada por menos cubos, cada uno de los cuales ocupa más volumen y contiene más átomos. A pesar de que el cubo elemental de hierro alfa es menor que el cubo de hierro gamma, el volumen ocupado por el hierro alfa Aricas r o m 3, So - Xr 3,7o

(jama

3,SO

3.00 2,°iO

—

^

m

800

-12oo

3<

ra

¿Mta1 *

2,8o o

400

Temperatura

-I600

zn ° C

F i g u r a 27 V a r i a c i o n e s de l o n g i t u d de los p a r í i m e t r o s del h i e r r o a l f a , beta, gamma

y

delta

en

función

de . la

temperatura.

a 730° un momento antes de transformarse en hierro gamma es siempre mayor que el ocupado por la misma cantidad de hierro gamma a esa misma temperatura. En el calentamiento, al transformarse- el hierro alfa en hierro gamma hay una. contracción de v o lumen. Para-aclarar un pòco estos conceptos, que se prestan a confusión, recordaremos que primero nos hemos referido al tamaño de la célula cristalina elemental y luego al volumen ocupado por el acero. La disposición ele caras centradas, o sea la del ; hierro gamma, es la más compacta, lo que representa más facilidad ele deformación y es paramagnètico; en cambio, el hierro alfa de cubo centrado tiene más-'resistencia a la tracción y es ferromagnètico.

36


14.

ACEROS

Hierro beta

Es un estado del hierro muy parecido al hierro alfa, tanto que algunos autores ponen en duda su existencia. Cristaliza en la misma forma que el hierro alfa y- su poder de disolución del carbono es también m u y pequeño. Sin embargo, los pequeños desprendimientos y absorciones de calor y la modificación de las propiedades magnéticas que se presentan al pasar de uno a otro estado, confirman la realidad de su existencia. 15.

Hierro delta

A temperaturas comprendidas entre 1.535 y 1.400° el hierro se encuentra en forma de hierro delta, .que cristaliza lo mismo que el hierro alfa, en cubos centrados, pero la longitud de su parámetro es de 2,93 A n g s t r o m . En los capítulos posteriores se dedica poca atención a este estado alotrópico del hierro por no tener interés industrial, ni ser interesantes las transformaciones a que da lugar. En la Tabla II resumimos los diferentes estados alotrópicos del hierro, los sistemas cristalinos y sus zonas de estabilidad. TABLA

11

Zonas de estabilidad (Fie. 24)

Red

Propiedades

alotrópicos

cristalina

magnéticas

Alfa

Zonas 9, 10 y 12

Cuerpo centrado

Muy magnética

Inferior al del hierro gamma y beta.

Beta

Zonas 7- y. 8

Cuerpo centrado

Débilmente magnética

Superior a! del hierro alfa.

Gamma

Zonas 4, 5, O-, 8 y 10

Caras centradas,

No magnética

Superior al de! h i e r r o alfa y beta.

Cuerpo centrado

Débilmente magnética

Inferior al del hierro gamma.

Estados

Delta

Zonas • 2, 3 y 4

Características, y propiedades

16.

de los diferentes

estados

alotrópicos

Pesoespecífico

del

hierro.

Puntos críticos de los aceros

Si observamos los procesos de enfriamiento muy lento de diversos aceros con porcentajes variables de carbono, vemos que los puntos críticos que aparecen son diferentes que los que v i m o s que se. presentaban en los hierros o aceros extradulces.

CAP. I I .

TEMPERATURAS. CRITICAS DEL HIERRO' Y LOS ACEROS

37

Ensayando un acero con 0,15 % de carbono, se puede ver que en el enfriamiento, el punto Ar 3 aparece a 850" aproximadamente, temperatura ligeramente inferior a la del hierro (fig. 28), es menos marcada su importancia que en aquél y señala el comienzo de la separación de la ferrita proeutectoide, iniciándose por lo tanto una transformación de hierro gamma, en hierro beta. Al continuar descendiendo la temperatura,, aparece el punto Ar 2 a 768", aproximada-

C u r v a s de e n f r i a m i e n t o de d i v e r s a s a l e a c i o n e s

hierro-carbono.

mente, que corresponde a la aparición del magnetismo del hierro, es decir, a la transformación del hierro beta en hierro alfa. Por fin, hacia 700° existe otro punto crítico A r i ; que no lo tiene el hierro y que es más acentuado cuanto mayor sea' el contenido en carbono. Este punto no marca un cambio alotrópico en tocia la masa del acero, sino únicamente en la austenita residual v corresponde precisamente a la transformación de la austenita de composición eutectoide en perlita, o sea, la transformación del hierro gamma de la austenita en hierro alfa de la ferrita que forma parte de la perlita v la pre-


38

ACEROS

cipitación del carbono o carburo de hierro que tenía aquélla en solución y que ahora queda en forma de ceméntita. C o m o el hierro puro no contiene carbono, su austenita nunca alcanza la composición eutectoide y este punto no aparece en él. El acero extradulce, de 0,15 % de C, hacia los 7.00° contiene un poco de austenita de composición eutectoide y el punto Ar, se marca muy ligeramente ; los aceros semi-duros de 0,30 y 0,50 % de C, contienen en cambio más austenita eutectoide residual y el punto es más acentuado. En el calentamiento aparecen los mismos puntos, pero a temperaturas un poco superiores ; esta diferencia es debida, como en el

F i g u r a 29 Puntos críticos'del

a c e r o e x t r a d u l c e y de los a c e r o s de 0,15 y 0,90 Curvas derivadas.

%

de

carbono

hierro, a la histéresis, y los puntos se denominan A c r , A c , y Ac 3 . En los aceros, el punto Acr corresponde a la transformación brusca ctó la perlita en austenita y ocurre de los 725° a 740°, y su importancia depende de la cantidad de perlita que tiene el acero. 'Al estudiar un acero semi-duro de 0,50 % de C, no aparecen más que dos puntos, debido a que cuando el contenido en carbono es mayor de 0,35 % , el hierro de la austenita pasa directamente del -estado gamma al alfa sin pasar por el beta intermedio.

CAP. II.

TEMPERATURAS.

39

CRITICAS DEL HIERRO' Y LOS ACEROS

Primero se presenta el Ar 3 2 , correspondiente a ia separación de ia ferrita alfa proeutectoide de la austenita y luego el punto A t j que señala la transformación austenita-perlita (fig, 28). El acero eutectoide, de 0,90 % de carbono, sólo presenta un punto crítico, que en el calentamiento aparece a 725,o-740° y en el enfriamiento lento a 700°, aproximadamente. En los aceros con más de 0,90 % de carbono, en el enfriamiento existe un punto crítico muy débil y muy difícil ele. observar, denominado Ar cm , que corresponde al comienzo de 1a separación de la cementita y luego a temperatura más baja, aproximadamente hacia

F i g u r a 30 Puntos

críticos

que

aparecen

en

el

enfriamiento

de

aceros

versas composiciones. Curvas diferenciales

al

carbono

de

di-

derivadas.

los 700° aparece el punió de recalescencia, mucho más importante y destacado, correspondiente a la transformación de la austenita en perlita. El punto Ar om es muy difícil de apreciar, pues la cantidad de calor desprendida es pequeñísima. Sin embargo, en los diagramas teóricos siempre se señala este punto, cuya temperatura de aparición es variable desde 700° a 1.135°, según el contenido en carbono. En la figura 30 pueden observarse las temperaturas, críticas de 13 aceros al carbono, de composición variable desde 0,01 hasta 1,85 % de carbono. Punió Aa.—Además de las transformaciones citadas, los.aceros sufren una transformación magnética reversible a 218°, aproximadamente. Este punto se conoce con el nombre de A 0 y se emplean los símbolos Ar„ para el enfriamiento y Ac 0 para el calentamiento. Corresponde a la transformación magnética de la cementita y tiene cierta semejanza con el punto A„, que corresponde a la trans-


40

ACEROS

formación magnética -del hierro. L o s puntos Ar 0 y Ac 0 se presentan casi a la misma temperatura. La intensidad del fenómeno aumenta con el contenido en carbono v es nula para el hierro, ya que no contiene cementita. El desprendimiento de calor es tan pequeño, que no se aprecia esta transformación, en muchos de los procedimientos que normalmente se emplean para determinación de puntos críticos. 17.

Denominación y d e f i n i c i ó n de los puntos críticos de los aceros TRANSFORMACIONES

EN

LOS

ACEROS

HIPOEUTECTOIDES.

CARBONO

0,90 %.—Calentamiento.—Ac^ En los aceros al carb o n o toda la perlita se transforma bruscamente en austenita en el intervalo de 725°-740°, aproximadamente, quedando el acero a partir de esa temperatura constituido por austenita y ferrita libre, la cual, a-medida que aumenta la temperatura, comienza a disolverse en la austenita. En la transformación de la perlita la formación de cada gramo de austenita absorbe 15,9 calorías. L o s aceros se contraen de 0,03 a 0,1 % . Es interesante señalar que al transformarse la perlita en austenita, toda Icá ferrita o hierro alfa que c o n tiene la perlita se transforma en hierro gamma, a una temperatura (725°-740°). inferior a la que debe alcanzarse para la formación del hierro g a m m a en el hierro puro (910°). INFERIOR

A

A c , (768°). Aparece sólo en el hierro puro y en los aceros de menos de 0,35 % de C . El hierro alfa pasa a beta y pierde las propiedades magnéticas. Cada gramo de. hierro absorbe 5,6 calorías al sufrir esta transformación. AC 3 . Este punto corresponde al fin de la disolución de la ferrita proeutectoide en la austenita, en los aceros de menos de 0,35 [ % ele carbono. Al continuar el calentamiento, a partir del punto Ac 3 , se inicia una constante y progresiva dilatación del material, que corresponde a la dilatación de la austenita, que en el intervalo comprendido entre los puntos A q y Ac3 estaba parcialmente interferida, por la contracción que experimentaba el acero, debida a la transformación de hiero alfa y beta en gamma, en la continua disolución de la ferrita proeutectoide en la austenita.

El punto AC3 en el hierro puro, se manifiesta de forma muy distinta que en el resto de los aceros, ya que corresponde a la total v brusca transformación de t o d o ' e l hierro befa en hierro gamma y el metal experimenta una contracción. Ac,,.

Se presenta sólo en los aceros de 0,35 a 0,90 % de C , y

CAP. I I .

TEMPERATURAS.

CRITICAS D E L H I E R R O ' Y L O S

ACEROS

41

en este punto ocurren a la vez los fenómenos correspondientes a los puntos A c , y A c 3 , señalados anteriormente. Enfriamiento.—Ar3. En los aceros de menos de 0,35 % de C, se inicia la precipitación o separación de la ferrita de la masa de la austenita en el enfriamiento. En el hierro puro ocurre en este punto la brusca y total transformación del hierro g a m m a en hierro beta, desprendiéndose. 5,6 calorías por cada gramo de hierro g a m m a transformado. A r 2 . Transformación de la ferrita beta no magnética, en ferrita alfa magnética en el enfriamiento, en la que se desprende 5,6 calorías por g r a m o de hierro. A r 3 2 . En los aceros de 0,35 a 0,90 % de C, corresponde a la aparición simultánea de los puntos Ar 3 y A r , . La separación de un gramo de ferrita o hierro alfa ele la austenita, desprende 14,1 calorías. A r t . Fin de la precipitación o separación de la ferrita de la austenita en el enfriamiento y brusca transformación de toda la austenita que queda (y que en ese momento tendrá la composición eutectoide) en perlita. El material experimenta una dilatación variable con la composición de 0,001 a 0,08 % . TRANSFORMACIONES

EN

LOS

ACEROS

HIPEREÜTECTOIDES.

CARBO-

0,90 %.—Calentamiento.—Ac321. Transformación brusca de toda la perlita en austenita. El material se contrac por efecto de la transformación de la perlita en austenita y el f e n ó meno es similar al descrito para el A c , . Comienza la disolución del exceso de cementita en la austenita.

NO

MAYOR

DE

Enfriamiento.—Arcm. C o m i e n z o . d e la precipitación o separación de la cementita de la masa de austenita. Este punto, en los aceros de 0,9 a 1,3 % de carbono, es muy difícil de apreciar en los ensayos normales de determinación de puntos críticos por la pequeña cantidad de calor desprendida en la transformación. A r 3 „ l t Fin de la precipitación o separación de cementita de la masa de austenita, y transformación brusca a 700° aproximadamente, de la austenita en perlita. T R A N S F O R M A C I O N E S EN EL ACERO E U T E C T O I D E . — E i punto Ac 3 2 1 marca la transformación perlita-austenita y el Ar 3 2 1 la inversa.

13.

D e t e r m i n a c i ó n de los puntos críticos

En los ciclos de calentamiento o enfriamiento, al atravesar los aceros las zonas críticas, además de los cambios de estructura ya

TRATAMIENTOS

42

TÉRMICOS. .DE LOS

ACEROS

citados, ocurren otros fenómenos que sirven para determinar precisamente sus temperaturas de aparición y terminación. Esos fenómenos son muy diversos, variando su intensidad o características según la composición del acero, clase de transformación ! o-el punto crítico de que se trate. La primera noticia de la existencia de esa zona crítica se tuvo gracias al fenómeno del temple. Desde muy antiguo se conoce la gran dureza que adquieren los acerps en el temple. Se sabía que si el acero se calienta por encima de cierta temperatura y luego se enfría rápidamente, se endurece, y también se sabía que para que se endurezca hace falta precisamente rebasarla Si el acero •Dur

60

l A c 3S.4 r

0.«30 %

SO

í 1 i

so

(30

Ac5

lío

)

i

so

l

40

!

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20

i

M

too -

-

40 0

i i 300 400 SM 600 700 850 904

(00

70

£0

0 700

i

temperatura

de

II i i

750

iiii

lili aso 900

F i g u r a 31 Variación

de

la

uno,

dureza de 0,90

en %

función

de

la

de c a r b o n o , y o t r o ,

de 0,20 %

temple de

en

dos

aceros,

carbono.

se calienta a temperatura un poco inferior a la crítica, aunque se enfríe muy rápidamente, no se endurece (fig. 31). Esto señaló dé una forma clara la existencia de ciertas temperaturas críticas que regulan esos fenómenos. Cuando se trata de aceros de más de 0,90 % de carbono, el aumento de dureza es muy brusco, y 1a única temperatura crírica es la correspondiente al punto Ac 3 2 , (fig. 31). En cambio, cuando se trata de aceros hipoeutectoides, en el calentamiento existen dos puntos críticos, el A c , y el Ac 3 , que se señalan claramente en los ensayos de temple a temperaturas crecientes (fig. 31). Én los aceros al carbono de herramientas de 0,7 a 1,4 % de C, se aprecia muy bien la. existencia de esas temperaturas críticas polla aparición de otros fenómenos. Enfriando lentamente en la oscu-

CA

P.

II.

TEMPERATURAS.

CRITICAS DEL H I E R R O ' Y L O S

ACEROS

43

rielad un trozo de acero de esta composición, se ve que el color del acero se va apagando p o c o a p o c o , pero cuando llega a 700'° aproximadamente, de pronto se ilumina y aumenta su resplandor. A este punto se llama de «recalescencia», precisamente por la manifestación de este f e n ó m e n o . El resplandor v la iluminación del acero son debidos a la energía que se desprende del acero al efectuarse la transformación. En el calentamiento en cambió'', se aprecia una parada en el progresivo aumento de temperatura y en la iluminación del acero al alcanzar éste los 725°-740°, que corresponde a la transformación peri ita-austen ita. 19.

Procedimientos usados para la d e t e r m i n a c i ó n de los puntos críticos

Existen muchos procedimientos y aparatos para la determinación de Tps puntos críticos, c u y o fundamento se basa en alguno de los siguientes fenómenos : cambios de temperatura, absorción o desprendimiento de calor, expansión o contracción, cambio de propiedades magnéticas, absorción de cementita o ferrita, cambio de dureza 'v tamaño de grano después de un enfriamiento rápido, cambio en la resistencia eléctrica, cambio de plasticidad, cambio en la estructura cristalina, etc. L o s métodos basados en la dureza y cambio del grano de fractura después del temple, son los más antiguos. El procedimiento consiste en calentar las probetas a varias temperaturas crecientes y escalonadas, enfriándolas rápidamente en agua y observando la temperatura más baja, con la que se obtiene la mayor dureza y pi grano más f i n o . En el método dilatomélrico se usan aparatos muy precisos, que miden y señalan las anormales contracciones y dilataciones que experimentan los aceros en las zonas críticas y que son diferentes de la expansión o contracción regular que- experimenta el material en el calentamiento o enfriamiento de la probeta, debido a las leyes de dilatación térmica. H a y aparatos que registran esas variaciones gráficamente. U n o de los más utilizados es el dilatòmetro Chevenard, c u y o funcionamiento describiremos más adelante. El mélodo magnético es aplicable a aceros de todas composiciones. Se coloca la probeta en un circuito magnético, se va elevando progresivamente la temperatura y observando las variaciones del flujo magnético que la atraviesa. Cuando no hay paso d e

44


ACEROS

flujo (material amagnètico, hierro g a m m a ) es señal de que hemos atravesado la zona crítica, que se puede determinar con gran exactitud. El método calorimétrico consiste en medir el calor desarrollado por las probetas. En las zonas críticas hay un desprendimiento o absorción de calor extraordinario, que sirve para determinar las temperaturas en que ocurren esos fenómenos. L o s métodos metalo gráficos se basan en el estudio de las estructuras que se obtienen al ir enfriando rápidamente varias probetas de acero a temperaturas variables. Así, por ejemplo, en e! calentamiento progresivo, las temperaturas en las que la ferrita y la cementita libres son completamente absorbidas por la austenita, son los puntos críticos A c 3 y AcCJn. 20.

Curvas para la d e t e r m i n a c i ó n de les puntos críticos

Para la determinación de los puntos críticos, es muy conveniente dibujar las curvas de enfriamiento y calentamiento, pues con su ayuda se puede estudiar más fácilmente esta clase de fenómenos. El método más elemental para esta determinación, consiste en colocar dentro de un horno un trozo del acero a ensayar y en su interior un par termoeléctrico conectado a un milivoltímetro que señale la temperatura (fig. 32). Al calentar y enfriar, el horno, se. elevará o bajará la temperatura de la probeta, debiendo anotarse las temperaturas y tiempos coU n m o n t a j e p a r a d e t e r m i n a r c u r v a s de e n f r i a rrespondientes, efectuándomiento y calentamiento. se estas lecturas cada dos, cinco o diez segundos, por ejemplo. L u e g o se dibuja un gráfico señalando en ordenadas las temperaturas y - e n abscisas los tiempos. La curva que se obtiene se llama tiempos-temperaturas. En la figura 33 se puede observar la curva A correspondiente a un material que no tiene puntos críticos y la curva B correspondiente a un metal con dos puntos críticos a 701° y 502°.

CAP. II.

TEMPERATURAS.


45

Este procedimiento que teóricamente es muy sencillo; en la práctica no se utiliza, porque de esta f o r m a los puntos críticos se señalan con muy poca nitidez. 1000

<300 -

200-

100-

Tiempo

Tiempo ûi laida «l acQro er\ dtsctntísr 5* d« iempárdlura

F i g u r a 33 C u r v a s de e n f r i a m i e n t o .

Otro procedimiento más exacto, con el mismo montaje de horno, muestra y pirómetro,. consiste en señalar e n ordenadas das temperaturas y en abscisas el tiempo en segundos que necesita la probeta para descender intervalos de temperatura, por ejemplo de 5°. D e esta forma aparecen más señalados y claros los puntos críticos. La curva que se obtiene, se llama curva derivada con respecto a la temperatura. En la figura 33 C se representa de esta forma el mismo proceso de enfriamiento señalado por la curva B .

21.

U í ü i z a c i ó n de cuerpos neutros

En los casos citados anteriormente las velocidades de enfriamiento y calentamiento de la probeta están afectadas por la del horno (de gran inercia) y por otros agentes exteriores, que puede hacer difícil la interpretación de lo que verdaderamente sucede en los ensayos, va -que las cantidades de calor que se desprenden de las muestras son muy pequeñas comparadas con las exteriores. Por lo tanto, interesa emplear procedimientos en los que se anule la influencia de esos factores extraños. Esto se consigue empleando cuerpos neutros en forma de probetas patrón o pequeñas piezas que se introducen en el horno junto con las probetas de los aceros a estudiar. Estos cuerpos neutros no deben poseer puntos críticos para qué no influyan sobre las curvas que se obtengan y suelen ser de níquel, aceros austeníticos (cromo-níquel al manganeso, etc..). Entonces el montaje se puede hacer según se indica en la f i g u -

46


ACEROS

ra 34. Se introduce en el horno la probeta de acero y la patrón. En la primera se coloca un pirómetro en el que se puede leer constantemente la temperatura del acero. Además se coloca en la misma probeta ele acero otro par, cuyo alambre de platiiío-rodio forma parte también del par montado en la pieza patrón, o sea que en la pieza ele acero y en la patrón se colocan dos pares en oposición. De esta forma, cuando la temperatura es igual en las dos probetas por este circuito no pasa corriente, y cuando en el proceso ele calenta-

f

•

Horno o o o o o o o o o o o TJ

Pt

PIR

Ph

Pa-tró2 _ n o o o o o o o o o o o Pf R

pt F i g u r a 34

M o n t a j e p a r a d e t e r m i n a r c u r v a s de e n f r i a m i e n t o y puntas

críticos.

miento o enfriamiento la probeta de acero alcanza alguna temperatura crítica, el aparato acusa un paso de corriente, porque en la pieza patrón continúa; aumentando o disminuyendo ia temperatura, mientras la del acero permanece casi constante. Con este montaje para la construcción de las curvas, se pueden seguir dos procedimientos : 1.° Señalar en ordenadas las temperaturas y en abscisas las diferencias de temperaturas entre el metal patrón y el acero. Estas curvas se llaman curvas diferenciales. Llamando T\ la temperatura del acero y T„ la de la muestra patrón, en abscisas se señalarán los valores de — T2. 2.° Señalar en ordenadas las temperaturas y en abscisas las diferencias relativas de enfriamiento entre el acero y la muestra patrón por grado de temperatura, es decir, se señala en abscisas la

o

CAP. I I .

TEMPERATURAS.


47

variación que ha habido en la diferencia de temperaturas entre el acero y la muestra patrón, en dos temperaturas próximas, dividida por el intervalo de temperaturas que hay entre ellas, o sea (T't - T' 2 ) - ( T V - T " , ) T',-Tosiendo T \ y T \ las temperaturas del acero y T ' 2 -y T-"2. las de la muestra patrón. A la curva obtenida de esta forma se le llama diferencial derivada . P o r este procedimiento se elimina la influencia de las diferentes capacidades caloríficas y . l o s poderes emisivos de la muestra de acero y de la muestra patrón. 22.

D i l a t ò m e t r o con cuadrante indicador

La instalación dilatométrica más sencilla-par'à la dè.terminación de los puntos .críticos está representada en ia figura* 35. Consiste en un tubo de cuarzo cerrado por abajo . : en c u y o f o n d o se coloca una probeta del acero que se quiere ensayar. Sobre la cara superior de la probeta se apoya otro tubo de cuarzo, más delgado, que sirve para transmitir la dilatación del acero hasta un reloj micromètrico que mide con gran amplificación ¡as más peque- . ñas dilataciones y contracciones de ' la probeta. P o r el interior de este TUBOSÙf CUAfízO segundo tubo se hace pasar los hilos de un par termo-eléctrico cuya soldadura está colocada en el interior de la pieza de acero v que nos SOlDADbl&A DEL PIBOMCTDO señala la temperatura del acero en PIEZA D£ AC £ fío cada momento de la experiencia. /> snsAyAB T o d a s estas piezas forman un conjunto rígido cuya parte inferior F i g u r a 35 se introduce en un horno eléctrico Dilatòmetro con cuadrante indicador; vertical. Anotando cada cliez segundos las temperaturas y las dilataciones, .se pueden trazar diagramas c o m o el de la figura 36, en el que se puede apreciar c o n . g r a n ' ' c í a -

48


ACEROS

ridad la situación de los puntos críticos tanto en el caleniamiento c o m o en el enfriamiento. En la figura 37 se pueden ver los puntos críticos, determinados por el procedimiento dilatométrico, de aceros de diAcaro dz 1% de C versas composiciones.

y

\

23.

0,0 ¿tS

\

1

É -

0,85

/

i1 T

0007

•

/f

650

700

.

750

800°C

F i g u r a 36

Dilataciones" y

contracciones"

que

Cheve-

El funcionamiento de este aparato se basa también en la. dilatación que experimentan los aceros cuando. aumenta su temperatura y en los cambios de volumen que experimentan al atravesar las temperaturas críticas.

JL

0,95

0,3

í

Dilatómetro nard

experimenta

un

a c e r o de 1 % de c a r b o n o en f u n c i ó n de !a t e m p e r a -

Si tomarnos una probeta del acero que queremos ensayar, de 0,95 ,% de carb o n o , por ejemplo, y la intraducimos

en

Ull

h o m o

CU-

tura "

ya temperatura se va elev a n d o continuamente, la temperatura del acero también se elevará y a la vez se dilatará y aumentará de volumen. Al cabo de un cierto tiempo la temperatura del acero no sigue aumentando con el ritmo que hasta entonces había llevado, y a pesar de que la temperatura del horno aumenta, la del acero se estaciona momentáneamente y además también cesa la dilatación y comienza el acero a experimentar una contracción. Ensayando en el aparato Chevenard un acero de 0,95 % de carbono, se registra durante el ensayo en un gráfico los cambios de volumen del acero (fig.. 38). En el calentamiento progresivo desde la temperatura ambiente se marca primero una continua dilatación. L u e g o , - a 732° se inicia una contracción (punto A , f i g . 38) que se señala con un punto anguloso. Cuando cesa la transformación (punto B) la dilatación continúa. A l enfriarse el acero se contrae y al llegar a la temperatura crítica, Ar 3 2 1 sufre en cambio una dilatación (puntos C y D ) que se .marca claramente en el gráfico. Para conocer a qué temperatura ocurren esos fenómenos, se

CAP.

II.

TEMPERATURAS.


Afi Ari SI

Arj j f ,

J

k!

i

i

>£=0,05%

\ r s

1,5

vSJ-

X'

(000°

<300°

800°

100°

fcoo"

X

N&'OeA^N

^

500°

¿*00°

\

\

500°

200°

100°

0°

F i g u i a 37 Curvas

dilatomjétricas

d e t e r m i n a d a s en el e n f r i a m i e n t o de

a c e r o s . E n o r d e n a d a s se señalan d i l a t a c i o n e s v

diversos

contracciones.

F i g u r a 38 C u r v a s d i b u j a d a s por el a p a r a t o C l i e v e n a r d ,

al e n s a y a r un a c e r o de 0,95 % de c a r b o n o .

68

50


ACEROS

F i g u r a 39 Alzado

y

planta

del

aparato

Chevénard

usado

para

la

determinación

de

puntos

críticos.

dispone de otra probeta de un metal que no tiene puntos críticos cuya temperatura se eleva a la vez que la del acero (fig. 38, curva número 2). Como se conocen las dilataciones que este metal patrón ProbcFa

da

acaro

Proba Va p a l ron

©

¡X F i g u r a 40

Probetas

ulilizadas en el a p a r a t o

Chevenar,!.

CAP.

II.

TEMPERATURAS.


51

experimenta en función de la temperatura, y como las temperaturas del acero y la de la probeta patrón son las mismas por estar ésta dentro ele aquélla (figs. 39' y 40), en todo momento conocereAcczro

de? h s r r a m i c n l o s

al

tungsl-eno

C = 0 . 5 6 % , -TÚ • 13.1% , Mo --.2.6 % , Cr f 3 . 9 %

Calentamiento y enjriamicrvto Lento

Curvas

dibujadas

por

el a p a r a t o - G h e v e n a r d tas

al

al e n s a y a r

un

acero

de

herramien-

tungsteno.

mos la temperatura de la muestra de acero, midiendo la dilatación que ha sufrido la probeta patrón y por lo tanto, conoceremos también las temperaturas de aparición de los puntos críticos.

C. 0,80

fin. 0,31

F i g u r a 42 . Curvas determinadas en el aparato Chevenard, correspondientes a diversos tipos de aceros.

CAP. I I .

T E M P E R A T U R A S CRITICAS DEL I I I E R R O Y L O S

ACEROS

El aparato (fig. 39) consta de un mecanismo de relojería, que gira a velocidad constante y en el que se adapta el papel, donde dos agujas dibujan los gráficos de dilatación. U n a corresponde a la probeta patrón y otra a la del acero. Las probetas tienen la forma que se ve en la figura 40. La probeta patrón se introduce dentro de la del acero y así se consigue que las temperaturas de ambas sean lo más iguales posible. Las dos probetas se apoyan por un lado en el f o n d o de un tubo de cuarzo y por el otro en unas varillas, también de cuarzo, que transmiten sus dilataciones por medio de palancas amplificadoras a las agujas que marcan las curvas. El tubo que envuelve las probetas queda cubierto por un horno, cuya temperatura y velocidad de calentamiento y enfriamiento puede ser regulada a voluntad. Este aparato es muy sencillo y práctico para trabajos de laboratorio. Por su sencillez es difícil de estropearse y se c o n o c e en seguida'cualquier error o anomalía que pudiera aparecer. El comienzo de las transformaciones A c x y A c 3 , Ar 3 y A r x viene señalado por puntos angulosos de la curva 1. L o s puntos A y C (fig. 38) señalan el comienzo de la transformación A c 3 2 í y Ar 3 2 1 v los puntos B y D el fin. Las temperaturas se conocen trazando desde esos puntos una paralela (/£') a la escala de temperaturas hasta que corte a la curva patrón y observando el valor de la temperatura correspondiente, que en la figura 38 es 732° para el punto AC 321 y 696° para el A r 3 2 1 . En la figura 42 se pueden ver las curvas de los puntos críticos de diversos aceros determinados en el aparato Chevenard. 24.

A p a r a t o Brown

En este aparato se utiliza también una probeta patrón y una probeta del acero que se quiere estudiar. A m b a s se introducen en el horno, colocando en un orificio que cada una de ellas tiene en el centro, la soldadura de un par termo-eléctrico. Un piró-metro registrador marca sobre un gráfico una curva que señala la temperatura ele la muestra de acero. Además, el mismo aparato marca otra curva que señala la temperatura del acero incrementada en la diferencia de temperaturas entre la muestra patrón y la del acero. A m b a s muestras se colocan una junto a la otra lo más próximas posible. Al comenzar el calentamiento las dos curvas (fig. 44) serán casi iguales y las pequeñas diferencias que haya entre ellas se deberán

54

TRATAMIENTOS TÉRMICOS. .DE L O S

ACEROS

a la colocación de las probetas en el horno, ya que es muy difícil que estén exactamente a la misma distancia del foco de calor. Cuan-

F i g u r a 43 E s q u e m a del a p a r a t o

Brown.

do el acero llega a una temperatura crítica, hay una parada en la continua elevación de temperatura del acero y en cambio la temperatura de lá muestra patrón continuará aumentando. Entonces

CAP. II.

TEMPERATURAS.

55


aparecerá una diferencia de temperatura entre las dos probetas, de acero y patrón y en la curva que marca esas diferencias, aparecerá un punto anguloso que nos señala la existencia de un punto crítico cuya temperatura nos vendrá señalada por la que marque en ese momento la otra curva. Descripción

de

la

aparato consta de un horno

instalación.—-El

Curva d« t e m peratura d e l acero

/

7/

y

\\

I//

N . \

r

C u r v a da ie n p e r a i u r a d e l a c a t o i n c r e m enlacio e n l a z temperatura —

Atero de herramientav a l c a r b o n o cor 9 0 % d e C .

ÍV^

c o a l a pie»a. p a t r ó n .

\ > A

1

F i g u r a 4-1 Curvas

dibujadas

p o r el a p a r a t o B r o w n de

al e n s a y a r un a c e r o de 0,90

%

carbono.

en el que se introducen la muestra'ensayada y la muestra patrón (fig. 43). Un aparato de relojería en el que se coloca el papel donde se marcarán las curvas y que se va moviendo continuamente. En el gráfico se van marcando alternativamente una serie de puntos que forman dos curvas. Para ello hay un interruptor automático que va abriendo o cerrando los circuitos, de manera que en su movimiento alternativo va marcando primero la curva de las temperaturas del acero y luego la otra que indica la .temperatura del acero incrementada en la diferencia d e temperaturas entre el acero y la probeta patrón. Esas temperaturas se marcan por medio ele un galvanómetro muy sensible, que en el caso ele marcar la temperatura del acero, funciona al ser atravesada una bobina por la corriente engendrada

0,10'/.dsC Ars / / •-.I-/ ..." 1 ' ' /ti 0 ° / '

ArJ / !

O. . y

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\

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y

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\ W F i g u r a 45, A, C y

E

C u r v a s dibujadas por el aparato B r o w n al ensayar aceros de diversos porcentajes en carbono.

0.17°/ d«C Temperatura ArJ

•: -.i-' i / / .•

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7sj"

A

"" lAe< 1

i 680°

/

0,52'/ <¿s C Temperatura

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J

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7<5*

l

\

•

\

% \

037% da C

1'¡gura 45,

cJurvas

15, D y F

dibujadas por el aparato Brown a! ensayar aceros de diversos porcentajes en carbono


58

ACEROS

por el par termo-eléctrico introducido en la probeta de acero. Y en el segundo tiempo actúa, además de esa bobina, otra por la que pasa la corriente engendrada por la diferencia de ambos pares..

25.

A p a r a t o Saícdin-Le Chateiier

Este aparato permite determinar también los puntos críticos con gran exactitud. La curva es marcada por un punto luminoso sobre una placa o papel fotográfico. El esquema de la instalación se puede ver en la figura 46. En un horno se introducen la muestra de acero y una muestra patrón. En la muestra de acero se coloca la soldadura de un par

Esquema

termo-eléctrico,

para

del a p a r a t o

conocer

Saladin-Le

Chateiier.

la temperatura

del

acero

en

todo

momento. A d e m á s hay dos pares termo-eléctricos, uno en la probeta de acero y otro en la patrón, unidos por un alambre de P t R que es común en los dos y colocados en oposición de forma que los extremos libres van a un galvanómetro y éste marcará cero cuando los dos probetas estén a la misma temperatura. Las temperaturas se conocen midiendo la amplitud de las desviaciones de un rayo luminoso, originadas por el movimiento de los espejós colocados en los ejes móviles de los milivoltímetros de los .pirómetros. Al comenzar la operación, el horno y las probetas están a baja temperatura ; un rayo luminoso lanzado desde L , después ele inci-

CAP. II.

TEMPERATURAS.


59

dir sobre los dos espejos, H y G, y atravesar un prisma P (figuras 46 y 4-7), llega a la pantalla R señalando un punto. Al irse elevando la temperatura, el espejo G -que marca la temperatura -de la probeta de acero, va girando y el punto luminoso se va desplazando de izquierda a derecha. Mientras tanto, si la temperatura de las dos probetas es la misma, por el otro galvanómetro no pasa corriente y la línea marcada

F i g u r a 47 . Una

vista

del

aparato

Saladin-Le .Chatelier.

sería una recta horizontal a-b (fig. 48). Pero si por su situación en el horno con respecto a los elementos de calefacción las probetas están a diferentes temperaturas, el galvanómetro desviará el espejo H y el rayo luminoso se desviará, y en la pantalla subirá o bajará el punto luminoso. Por lo tanto, en la primera fase del Calentamiento, el punto marcará en la placa una línea de izquierda a derecha más o menos horizontal. Pero cuando la probeta de acero alcanza la temperatura crítica, habrá una diferencia de temperatura entre las dos probetas, porque se estacionará la temperatura en la probeta de acero y continuará elevándose la de la pieza patrón, se moverá el espejo H y

60


ACEROS

en la curva se marcará claramente la existencia de un punto crítico, porque el punto luminoso se desplazará en sentido vertical c o m o se puede observar en la figura 48. La temperatura de aparición de este punto, se conocerá por una escala horizontal que señala exactamente las temperaturas de la

Gráficos

determinados

en el a p a r a t o

Saladin-Le

Chateiier.

pieza de acero, pues se conoce de antemano el desplazamiento del espejo L y el movimiento horizontal del punto luminoso para cualquier temperatura del acero.

CAPITULO TRATAMIENTOS

III TERMICOS

2 6 . L o s tratamientos térmicos tienen por objeto mejorar las propiedades y características de los aceros, y consisten en calentar y mantener las piezas o herramientas de acero a temperaturas adecuadas, durante un cierto tiempo y enfriarlas luego en condiciones convenientes. D e esta forma, se modifica la estructura microscópica de los aceros, se verifican transformaciones físicas y a veces hay también cambios en la composición del metal. El tiempo y la temperatura son los factores principales y hay que fijarlos siempre de antemano, de acuerdo con la composición del acero, la forma y el tamaño de las piezas y las características que se desean obtener. 27.

Tratamientos

térmicos

más

usados

L o s tratamientos térmicos • más usados son : El recocido, temple, normalizado, revenido, cementación, nitruración, temple en baño de sales, temple en baño de plomo, etc. RECOCIDO.—Con este nombre se conocen varios tratamientos cuyo objeto principal es ablandar el acero ; otras veces también se desea además regenerar su estructura o eliminar tensiones internas. Consisten en calentamientos a temperaturas' adecuadas, seguidos generalmente de enfriamientos lentos. Las diferentes clases de recocidos que se emplean en la industria se pueden clasificar en cuatro g r u p o s : Recocidos de regeneración.—En este caso el calentamiento se hace a una temperatura superior a la crítica y luego el material se enfría muy lentamente. Sirve para ablandar el acero y regenerar su estructura. Recocidos subcrüicos.—El calentamiento se hace por debajo de la temperatura crítica, no teniendo tahta importancia c o m o en

62


ACEROS

, el caso anterior la velocidad de enfriamiento, pudiendo incluso enfriarse el acero al aire sin que se endurezca. Por medio de este tratamiento se eliminan las tensiones del material y se aumenta su ductilidad. Se pueden distinguir dos clases de recocidos subcríticos : a) Recocido de ablandamiento.—Su principal objeto es ablandar el acero por un procedimiento rápido y económico. Con este tratamiento no se suelen obtener las menores durezas, pero en muchos casos las que se consiguen son suficientes para mecanizar perfectamente los materiales. El proceso consiste en calentar el acero hasta una temperatura, que siendo inferior a la crítica A c 1 ( sea lo más elevada posible y enfriar luego.al aire. Las durezas que se obtienen en ciertos aceros de herramientas y de construcción de alta aleación, después de este tratamiento, suelen ser algunas veces demasiado elevadas para el mecanizado. b) Recocido contra acritud.—Se efectúa a temperaturas de 625° a 675°, y tiene por objeto, principalmente, aumentar la ductilidad de los aceros de poco contenido en carbono (menos de 0,40 % ) estirados en frío. Con el calentamiento a esa temperatura, se destruye !a cristalización alargada de la ferrita, apareciendo nuevos cristales poliédricos más dúctiles que los primitivos, que permiten estirar o laminar nuevamente el material sin dificultad. El enfriamiento se suele hacer al aire. Recocido globular o de esferoidisación.—Es un tratamiento de ablandamiento que se da a los aceros de herramientas, al carbono o débilmente aleados, para mejorar su maquinabilidad y se puede considerar como un proceso intermedio entre el recocido de regeneración y el recocido subcrítico. Consiste en un calentamiento prolongado a temperaturas ligeramente inferiores o superiores a la crítica Ac 3 3 1 , o a temperaturas oscilantes por encima y por debajo y muy próximas también a la crítica, seguido siempre de un enfriamiento lento. El fin que se persigue con este recocido es obtener ia menor dureza posible y una estructura microscópica favorable para el mecanizado de las piezas. Por medio de.este tratamiento, se consigue que la cementita adopte una disposición globular que tiene para cada composición una dureza muy inferior a cualquier otra microestructura, incluso la perlita laminar. Recocido isotérmico—Este tratamiento, aun perteneciendo a •este grupo, se detalla más,adelante junto a otros tratamientos isotérmicos, . porque creemos que así será más fácil su estucho.

CAP i III.

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

63

ACEROS

NORMALIZADO.—Este- tratamiento consiste en un calentamiento • a temperatura ligeramente superior a la crítica, seguido de un enfriamiento en aire tranquilo. De esta forma, se deja el acero con una estructura y propiedades que arbitrariamente se consideran Tamp«rtiWai

R e c o c i d o de

Normalizado

Temple

Temple

regeneración

y revenido

TcmptrttWtti

R e c o c i d o isotérmico

n

R e c o c i d o globular

R e c o c i d o de ablandamiento

R e c o c i d o para eliminar la acritud

T«mp*mWr<xi

—

Tomparalura err+ic*

m

•Uorico.

l

litmpoj

Doble recocido

Austempering

Martempering

F i g u r a 49 Esquema

de los t r a t a m i e n t o s

térmicos

las z o n a s de

más

. empleados

y

de)

desplazamiento

L o s puntos y z o n a s n e g r a s señalan las t e m p e r a t u r a s de t r a n s f o r m a c i ó n del (Ver

de

transformación.

figura

acero.

148.)

como normales y características de su composición. Se suele utilizar para piezas que han sufrido trabajos en caliente, trabajos en frío, -enfriamientos irregulares o sobrecalentamientos, - y también sirve para destruir los efectos de un tratamiento anterior defectuo-

64

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS.

.DE

LOS

ACEROS

so. Por medio del normalizado, se eliminan las tensiones internas y se uniformiza el tamaño de grano del acero. Se emplea casi exclusivamente para los aceros de construcción al carbono o de baja aleación. TEMPLE.—El temple tiene por objeto endurecer y aumentar la resistencia de los aceros. Para ello, se calienta el acero a una temperatura .ligeramente superior a la crítica y se enfría luego más o menos rápidamente (según la composición y el tamaño de la pieza) en un medio conveniente, agua, aceite, etc. R E V E N I D O — E s un tratamiento que se d a a las piezas de acero que han sido previamente templadas. Con este tratamiento, que consiste en un calentamiento a temperatura inferior a la crítica A c i ; se disminuye la dureza y resistencia de los aceros templados, se eliminan las tensiones creadas en el temple y se mejora la.tenacidad, quedando además, el acero con la dureza o resistencia deseada.. T R A T A M I E N T O S ISOTÉRMICOS DE LOS ACEROS.—Reciben este nombre ciertos tratamientos, en los que el enfriamiento de las piezas no se hace de una forma_ regular y progresiva, sino que se interrumpe o modifica a diversas temperaturas durante ciertos intervalos, en los que permanece el material a temperatura constante durante un tiempo,, que depende de la composición del acero, de la masa de las piezas y de los resultados que se quieran obtener. Después de los recientes estudios realizados sobre la curva de la « S » de los aceros, algunos de los cuales se detallan en el capítulo V , se han desarrollado mucho estos tratamientos, que se usan en la actualidad para el temple de troqueles, herramientas, engranajes, muelles, etc. Se obtiene de esta forma una gran tenacidad, muy pequeñas deformaciones y se elimina el peligro de grietas y roturas. También se emplea con .gran éxito un tratamiento de esta clase, que recibe el nombre de recocido isotérmico, para el ablandamiento de los aceros.

Anstempering o transformación isotérmica de la auslenila en la zona de 2¡o°-6oo°.—Este tratamiento consiste en calentar el acero a una temperatura superior a la crítica y luego enfriarlo rápidamente en plomo o sales fundidas, a temperaturas comprendidas entre 250° y 600°, permaneciendo el acero en el baño a esa temperatura durante el -tiempo suficiente para que se verifique la transformación completa de la austenita en otros constituyentes a temperatura constante. Un tratamiento ele esta clase, denominado «paten-

CAP i I I I .

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS

84

ting«, se aplica desde hace mucho tiempo para la fabricación de ciertos alambres de alta resistencia, que .se .conocen generalmente con el nombre de «cuerda, de piano». En este caso, el enfriamiento se suele hacer en baño de plomo, quedando el acero con una tenacidad y ductilidad excepcionales. Martempering.—Es un tratamiento que ha comenzádo ha desarrollarse también muy recientemente. Es un temple escalonado, en el que el material caliente, a una temperatura ligeramente superior a la crítica, se enfría en un baño de'sales, también caliente, a temperaturas comprendidas entre 200° y 400'°, permaneciendo en él las piezas durante un tiempo que debe controlarse cuidadosamente y que debe ser suficiente para

66

ACEROS

sistir el desgaste y buena tenacidad en el núcleo. L o s tratamientos pertenecientes a este grupo son : La cementación.—Por medio de este tratamiento se modifica la composición d e las piezas, aumentando el contenido en c a r b o n o de la zona periférica, obteniéndose después,- por medio de temples y revenidos, una gran dureza superficial. La cianuración.—Es un tratamiento parecido a la cementación, en el que el acero absorbe carbono y nitrógeno en la zona superfi-

:

•G

Pczrmanancia —. C a l c n h a m ¡ c n l " 0

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a la de

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tratamiento.

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400"

\ Normalizado

. 300" 200°

1 Templa

\

too"

0'

Tiampós F i g u r a 50

Representación

esquemática

del

r e c o c i d o de r e g e n e r a c i ó n , de un a c e r o .

normalizado

cial, quedando luego esa zona periférica muy un temple final.

y

temple

dura después

de

La nitruración.—Es un tratamiento de endurecimiento superficial a baja temperatura, en el que las piezas de acero templadas y revenidas al ser calentadas a 500° en o con una corriente de amoniaco que se introduce en la caja de nitrurar, absorben nitrógeno, formándose en la capa periférica nitruros de gran dureza, quedando las piezas muy duras sin necesidad de ningún otro tratamiento posterior.

CAP i III.

28.

TRATAMIENTOS TÉRMICOS

DE

Recocido de regeneración, t e m p l e y

LOS

ACEROS

67

normalizado

L o s procesos que se siguen en estos tres tratamientos tienen, entre sí, ciertas semejanzas que conviene : destacar conjuntamente para luego estudiar los caracteres que los diferencian. En los tres casos se calienta el acero a una temperatura ligeramente superior a la Crítica, y luego, después de un período de 1 "permanencia a esa temperatura, suficiente para conseguir el estado austenítico, se enfrían las piezas. El enfriamiento es diferente en los tres casos. En los recocidos, se hace muy lentamente dentro del horno. En los temples, se hace muy rápidamente enfriando en agua, aceite, etc., y en los normalizados el enfriamiento se efectúa al aire a una velocidad intermedia entre los temples y recocidos. Se puede decir que la velocidad de enfriamiento es lo que-caracteriza y. diferencia principalmente estas tres clases de tratamientos. H a y que distinguir en estos procesos tres períodos fundamental e s : 1.°, calentamiento ; 2.°, permanencia a temperatura, y. 3.°, enfriamiento (fig. 50). Las dos primeras fases se pueden estudiar a la vez para los tres., pues las variantes que pueden existir son pequeñas. 29.

Calentamiento normalizado

para

el recocido

de regeneración,

temple

y

Es la primera fase de todo tratamiento término y aunque a l g u nas veces no se le suele dar importancia, tiene, sin "embargo, suficiente para que haya que dedicarle cierta atención, sobre todo cuando se trata de perfiles y piezas de bastante espesor. El calentamiento debe ser siempre lo más uniforme-posible y debe llegar hasta el corazón d e la pieza. D e b e hacerse lentamente para que haya la m e nor diferencia de temperatura entre el interior y la periferia, pues en caso contrario se pueden crear fuertes tensiones, internas que pueden dar lugar a grietas y roturas. A l g u n a s veces-, éstos defectos aparecen luego en los temples o revenidos y se atribuyen indebidamente a causas distintas de las que los originaron. Éstas tensiones se crean primero por la desigual dilatación de las zonas calientes y frías de las piezas (periferia y centro) y luego por 'las contracciones que ocurren al atravesar el acero las zonas críticas. N o es recomendable introducir las piezas frías d e más de 100 milímetros de diámetro en hornos cuva temperatura sea superior a 350°, porque el acero relativamente frío es p o c o plástico, no ite deformaciones y las tensiones que se crean pueden originar grietas.

68


ACEROS

El paso de la zona crítica no es peligroso cuando toda la pieza tiene la misma temperatura o las diferencias entre el centro y la periferia son pequeñas, como ocurre en los calentamientos lentos. En cambio, cuando en las piezas muy gruesas la periferia alcanza esa temperatura antes que el centro, la zona periférica sufre una contracción, mientras el centro que no ha llegado a esa temperatura se está dilatando todavía y el peligro de grietas es mayor. Cuando en el calentamiento el acero alcanza aproximadamente los 732°, la perlita que contiene, comienza a transformarse en auste-

Temp«ro>uia del horno

15

Horas F i g u r a 51 P r o c e s o de c a l e n t a m i e n t o de un r e d o n d o de a c e r o de 500 m / m .

de

diámetro.

i-iita, y cambia la estructura cristalina del hierro de la perlita, pasando de hierro alfa a hierro gamma, y el acero que hasta entonces se estaba dilatando se contrae mientras dura esa transformación, continuando luego otra vez la dilatación (fig. 42). L o s calentamientos rápidos son peligrosos, especialmente en los aceros de alto contenido en carbono, en los que el porcentaje de perlita es grande. En los aceros dulces, en cambio, se pueden utilizar mayores velocidades de calentamiento, ya que en ellos estos fenómenos tienen menor importancia. Para evitar que las tensiones sean peligrosas, conviene que en las secciones transversales la diferencia de temperatura entre dos puntos de un mismo, radio situados a 25 mm. de distancia, no sea

CAP i I I I .


DE L O S

69

ACEROS

superior a 20°, y para conseguirlo, la duración del calentamiento desde la temperatura ambiente a los 850", debe ser superior a i n e dia hora por pulgada de diámetro, y si es posible conviene que la duración del calentamiento sea de una hora por pulgada de diámetro. En la figura 51 se ve el proceso de calentamiento de un redondo de 500 mm. (20 pulgadas) de diámetro introducido en el horno frío y calentado a 860°, con una duración de la primera fase de once horas, o sea 0,5'5 de hora por pulgada de espesor. Se puede ver

F i g u r a 52 Tiempo

aproximado acero

al

que

carbono,

tarda al

ser

en

calentarse

el

centro

introducidos

en

un h o r n o

de

los

redondos

de

caliente.

que cuando la periferia tiene 400°, el centro tiene 230° y por lo lanío, la diferencia entre el corazón y la periferia es de 170°, o sea, que suponiendo que es lineal la variación de temperatura en la sección transversal de la pieza, habrá una diferencia de 17° entré puntos situados'a 25 mm. de distancia, que es inferior a lo arriba recomendado. Para teiler una idea aproximadk del tiempo que tarcla en calentarse un redondo de acero al carbono, introducido en un horno caliente, insertamos la figura 52, en el que se da el tiempo aproximado que necesitan los redondos de acero de diferentes diámetros para alcanzar la temperatura del horno. Según este gráfico, un redondo de 10 mm., introducido en un horno que esté a 800°, tarda en alcanzar esa temperatura doce minutos, y en cambio', in-

70

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE LOS

ACEROS

traducido en un horno a 1.000°, sólo tarda ocho minutos en alcanzar esa temperatura. Un.redondo de 30 mm, tarda en calentarse a 800° treinta y cinco minutos, y en cambio, introducido en un horno a 1.000°, sólo tarda veinticinco minutos en alcanzar esa temperatura. Un redondo de 300 mm. de diámetro tarda en calentarse a 900° ; cuatro horas y media aproximadamente. A partir de 721° el tiempo necesario para que el centro de los redondos alcance la tem-

F i g u r a 53 • T e m p e r a t u r a s en de 30

el c e n t r o

ra/ra.

de

un

redondo

de

a c e r o de 0 , 3 5 %

de d i á m e t r o c a l e n t a d o d e s d é 20° a

de

C,

1.100".

peratura deseada, aumenta debido al cajor que absorbe el acero para que se efectúe la transformación de la perlita en austenita. La transmisión del calor en los aceros de alta aleación, como los rápidos, .inoxidables, indeformables de 13 % de cromo, etc., se hace mucho más despacio que en los ordinarios, por lo que la duración del calentamiento deberá ser aproximadamente el doble que el necesario para los aceros al carbono o de baja aleación. El estado de la superficie del material tiene también gran influencia en la duración del calentamiento, existiendo por esa circuns9

CAP

i

III.

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS

71

rancia diferencias muy notables entre los tiempos necesarios para conseguir un correcto calentamiento de barras o perfiles de diferente estado superficial. Cuando se trata de superficies brillantes, la duración del calentamiento es unas dos o tres veces mayor que cuando se trata de superficies rugosas u oxidadas. En la figura 53 se puede ver la influencia de la superficie del material en la velocidad de calentamiento de un redondo de acero de -30 m m . de diámetro.

30.

Temperaturas

convenientes

para

el

recocido

de

regenera-

ción, t e m p i e y n o r m a l i z a d o En estos tratamientos hay que alcanzar una temperatura ligeramente superior a la crítica, para conseguir que todo el acero pase al estado austenítico. El normalizado se suele hacer a temperatura un p o c o más alta que los otros dos tratamientos, 50° a 60° por encima ele la temperatura crítica. El temple de SO^-OO0 y el recocido de 20 c -40° por encima de la temperatura crítica.' La condición antes anunciada, de que todo el material se encuentre en estado 'austenítico antes de comenzar el enfriamiento en los tratamientos que estamos estudiando, se cumple siempre en los aceros con menos de 0,90 •% de carbono, en los que en todos los casos se sobrepasa la temperatura A c 3 , y en cambio casi nunca en los de más contenido en carbono, es decir, en los aceros hipereutectoides, en los que se utilizan temperaturas comprendidas entre A 3 0 1 y A o m , y en los que únicamente alcanza el estado austenítico un 90 .% de la masa aproximadamente. "Vamos a ver por qué en estos casos puede itirse esta excepción. S a b e m o s que un acero de 1,25 % de carbono por ejemplo, cuand o se encuentra en estado recocido, está constituido, por 94 % de perlita y 6 % de cementita. Si lo calentarnos, al sobrepasar los 732° aproximadamente, el 94 % de perlita se convierte en 94 % de austeriita capaz de tomar el temple, pero el metal contiene todavía 6 % de cementita que no lo tomará. Si continuamos elevando la temperatura, al atravesar el punto Ac o n „ toda la cementita es absorbida por la austenita que, en ese momento, es él único constituyente del acero. Si lo templamos entonces, toda la austenita se transformará y el acero quedará duro. Pero, en cambio, si el acero es templado a temperatura ligeramente superior a A c , 2 1 , pero inferior a Ac o m , el 94 % de la masa que estaba en forma de austenita quedará muy du ra y el 6 % restante quedará en forma de cementita ; esto, sin

#

72


ACEROS

embargo, no es ningún contratiempo, pues el acero será tan duro o más que cuando inicialmente estaba formado por 100 % de austenita, porque la cementita es el constituyente más duro dé los aceros. El acero templado por encima de Ac o m , tiene, en cambio, el inconveniente de que al sobrepasarse bastante la temperatura de formación de la austenita, la estructura será más grosera y el pelig r o de agrietamiento será mayor. C o m o el crecimiento del grano y el calentamiento a temperaturas elevadas son inconvenientes superiores a las ventajas que se obtienen templando a temperaturas superiores a Ac c m , siempre se suelen utilizar para el temple de los aceros al carbono de herramientas (0,60 a 1,30: % de carbono), temperaturas comprendidas entre 760°-800°. En el recocido ocurre algo parecido. A l sobrepasar la temperatura Ac c m , aumenta mucho el tamaño de los cristales, lo cual es un inconveniente, pues con ello disminuye la tenacidad del acero. En cambio, a temperatura un p o c o más baja, pero ligeramente superior a AC 321 , se obtienen resultados satisfactorios y el material queda suficientemente blando. Después de estos razonamientos se comprende que, en estos tratamientos, no hace falta conseguir siembre el estado austenítico en toda la masa. Pero c o m o en los casos en que esa condición no se cumple el porcentaje que queda sin austenizar es muy pequeño v el número de aceros en los que esto sucede reducido, al referirnos en adelante a estos tratamientos, para no alargar- demasiado el texto, no señalaremos esta excepción, e indicaremos siempre (aunque no sea rigurosamente exacto) que para que los tratamientos sean correctos es necesario conseguir en toda la masa del acero el estado austenítico. A l g u n a s veces, para obtener después del temple una estructura fina, se calienta el material por encima de Ac o m (para conseguir la desaparición de la cementita) y se enfría en aceite o baño de p l o m o (para impedir que pueda separarse) ; luego se vuelve a calentar el acero a temperatura ligeramente superior a Ac 3 2 1 y se (enfría en agua. De esta forma, se evita que en. la estructura final aparezca cementita libre reunida en graneles glóbulos o retículos, porque en el primer temple se ha conseguido el estado austenítico perfecto, y luego c o m o al iniciarse el enfriamiento del segundo temple se parte de austenita muy fina sin grandes zonas aisladas de carburos sin disolver, tampoco aparecen en la estructura final.

CAP i III.

31.

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE LOS

73

ACEROS

Duración del c a l e n t a m i e n t o en los recocidos de regeneración, temple y

normalizado

Para conseguir que toda la masa del acero esté formada por cristales de austenita, hace falta que el acero permanezca a la temperatura de tratamiento un cierto tiempo. L a duración del calentamiento en los recocidos, temples o normalizados, depende de la masa de las piezas, de la temperatura, de la velocidad de calentamiento, de la clase del acero y del estado inicial y final del material. El tiempo de mantenimiento del acero a la temperatura de traMinutos

Calenían liento 700" a 8 5 0 °

0

10

M

50

40

50

60

Calentamiento a elevadatempero+ura USO'at.iSOO

lo

8o

90

100

,

Diámetros "Ym F i g u r a 54 D u r a c i ó n total del c a l e n t a m i e n t o de las piezas de a c e r o en los h o r n o s de sales.

tamiento comienza cuando toda la pieza, incluyendo las zonas del interior, ha alcanzado esa temperatura. Aunque al rebásar el acero las temperaturas A c 3 ó Ac o m , todo el carbono forma solución con la austenita, unas regiones de austenita pueden tener' más carbono que otras. Entonces el porcentaje de carbono tiende a igualarse en toda la masa, pero esta tendencia puede ser retardada por las segregaciones no metálicas que forman barreras entre los granos, por el f ó s f o r o y el o x í g e n o que se encuentran en solución y que parece que tienden a repeler al carbono, o por la presencia de elementos aleados c o m o el c r o m o , tungsteno, etc., que tienden a formar carburos c o m p l e j o s . G o m o la difusión del carbono es mucho más rápida a alta temperatura, podría efectuarse el tratamiento a

TRATAMIENTOS

74

TÉRMICOS.

.DE

LOS

ACEROS

temperaturas muy superiores.a la crítica, pero c o m o estos calentamientos dan lugar a un gran Crecimiento de los cristales, generalmente se prefiere prolongar un p o c o *su duración y efectuarlo a temperaturas relativamente bajas. Si el calentamiento ha sido bastante rápido, el tiempo de permanencia deberá ser grande ; en cambio, si la primera fase-del .calentamiento hasta alcanzar la temperatura conveniente ha sido larga, el tiempo de permanencia puede ser menor, ya que la penetración del calor habrá sido mejor y la última fase del calentamiento, puede considerarse casi c o m o parte de la permanencia a temperatura.La duración del calentamiento depende también de la clase de tratamiento. En los normalizados se recomienda usar permanencias más cortas que en los otros casos. L o s recocidos, en cambio, suelen ser más prolongados, pues muchas veces hay que conseguir no sólo la formación del estado austenítico, sino también la difusión y homogenización de todos los. constituyentes, que a v e c e s , sobre .todo en los aceros de estructura grosera o fuerte aleación, exige mucho tiempo. En general, para estos tratamientos, el tiempo de permanencia oscila entre veinte minutos y una hora por pulgada de espesor. Para procesos de calentamiento, cuya duración es de una hora por pulgada de diámetro,.suelen utilizarse permanencias a temperatura de tratamiento de veinte minutos por pulgada, y para procesos cuya duración es de media hora por pulgada, permanencias de una hora por pulgada. C u a n d o el calentamiento se hace en baños de sales; la duración total del calentamiento es mucho más corta que en los hornos de mufla, debido á que la transmisión de calor se efectúa más rápidamenté. L o s tiempos de permanencia total del acero en el baño, es decir,, desde que se introduce en el horno hasta que se saca de él para diversos espesores, se señalan en la figura 54. U n a de las. curvas se refiere a calentamientos a baja temperatura y la otra a temperaturas más elevadas. L o s . t i e m p o s que se han considerado c o m o necesarios para el calentamiento a 1.150°-1.300.0,. corresponden a materiales que han sido precalentados previamente a 700°-850°. 32.

Crecimiento

de

los

cristales

de

austenita

con el

calenta-

miento Si el acero es mantenido durante bastante tiempo a temperatura superior a la crítica, los cristales de austenita tienen tendencia a

CAP i III.

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE L O S

75

ACEROS

desarrollarse y aumentar de tamaño. Esta tendencia aumenta cuanto más alta sea la temperatura y mayor la duración del calentamiento. Por lo tanto, si se mantiene el acero durante -bastante tiempo a

Acaro sobrecalentado

Êstructura Jiña

Acaro quemado

F i g u r a 55 I n f l u e n c i a de la t e m p e r a t u r a

de calentamiento, en el c r e c i m i e n t o aceros.

de g r a n o

de los

temperatura superior a Ac 3 ó Ac cra , obtendremos cristales groseros de austenita, y como el tamaño de los cristales del acero al final dependen precisamente del tamaño de esos cristales de austenita,

F i g u r a 57

F i g u r a 5fi

X 50

X 50 Acero

de 0,45 % 1.000" y

de c a r b o n o

e n f r i a d o en

el

calentado horno.

a

A c e r o de 0,45 % S00" y

de c a r b o n o

e n f r i a d o en el

calentado

a

horno.

obtendremos, después de un tratamiento a elevada temperatura, una estructura grosera y un acero de bajas características. Comparando la microestructura de las figuras 56 y 57 se observa la influencia ele la temperatura de calentamiento en el tamaño de los cristales en un acero de 0,45 % de carbono.

TRATAMIENTOS TÉRMICOS. .DE L O S

76

ACEROS

Guando en el calentamiento de un acero se llega a la zona crítica, se produce siempre la recristalización y nacen nuevos cristales de austehita con el mínimo tamaño que se puede conseguir con esa clase de acero. Luego cuando en los procesos de calentamiento se sobrepasa la temperatura crítica Ac 3 ó Ac cm , el tamaño ele los cristales de austenita aumenta y su crecimiento depende, como hemos dicho antes, ele la temperatura alcanzada y del-tiempo de permanencia. Por eso cuando por cualquier circunstancia tenemos un acero Calcnhami
A u stanila. Calentamianro cor ho a boj a. himporohura.

Partita Fírril-a

Tcmpcral-ara.

jS/

crih'ca.

Enfria

Enfriamiento bastanti. rápido

/Enjriatnienlo 'bas+anit rápido

F i g u r a 5S Crecimiento

del

tamaño

de

grano

de

la d u r a c i ó n

los del

aceros,

por

efecto

de

1a t e m p e r a t u r a

y

de

calentamiento

con grano grosero, para afinarlo basta con calentarlo a una temperatura lo más justo por encima de la crítica y luego enfriarlo más o menos rápidamente según la composición. Cuando los cristales son muy grandes, para afinarlos se suele recomendar varias regeneraciones sucesivas. La primera a temperatura bastante superior a la crítica, pues entonces las partículas de acero tienen más movilidad y es más fácil desconyuntar la groserá cristalización primitiva y homogenizar la masa del acero, y luego se hacen otras regeneraciones a temperaturas más bajas y

CAP i I I I .

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS

77

más próximas a la crítica, que son las que en realidad afinan el grano. A C E R O QUEMADO.—Cuando un acero se ha calentado a una temperatura demasiado elevada, próxima al punto de fusión, queda muy frágil, con muy p o c o alargamiento y su estructura es muy grosera y brillante. Por efecto de la alta temperatura, los cristales pierden su cohesión, quedando rodeados por delgadísimas capas de ó x i d o que hacen imposible la regeneración del acero, pues esas capas impiden que los cristales contiguos vuelvan a soldarse y a quedar con suficiente adherencia. Esto quiere decir, que así c o m o el acero sobrecalentado se puede regenerar por calentamientos y enfriamientos adecuados, el acero quemado no tiene regeneración posible. Este fenómeno comienza aproximadamente a 1.350° para los aceros extradulces, a 1.300° para los de 0,50 % de carbono y a 1.200° para los de 0,90 % de carbono.

33.

Teoría del recocido de regeneración.

Enfriamiento

A C E R O S DE MÁS DE 0 , 5 5 % D E CARBONO.—Para comenzar esta fase es necesario ( c o m o hemos explicado anteriormente) que toda la masa del acero esté formada por pequeños cristales de austenita. L u e g o el enfriamiento debe ser lento para conseguir que el acero quede blando. Cuanto más lento sea el enfriamiento, más blando queda el material. •Efectuando una serie de ensayos con aceros de diversas c o m p o siciones, se puede observar que si se aumenta la velocidad de enfriamiento (al atravesar el acero la zpna crítica), aumenta la dureza y hay una cierta velocidad que no se puede rebasar, porque entonces el acero quedará demasiado duro y el recocido no será aceptable. En el enfriamiento, en el momento en que la temperatura del acero llega a la crítica A r , la austenita comienza a transformarse en otros constituyentes. En los recocidos de regeneración se trata de obtener estructuras perlificas, en las que la perlita, que es el constituyente típico del estado recocido, suele aparecer acompañada de ferrita o cernen tita, según la c o m p o s i c i ó n . El recocido total se puede considerar c o m o un tratamiento de perlitización, ya que, esa estructura y sus características peculiares (poca dureza y buena tenacidad) es lo que se desea conseguir. Cuando se obtiene perlita grosera, es señal de que la temperatura de recocido ha sido demasiado elevada, el calentamiento muy


78

ACEROS

prolongado o el enfriamiento exageradamente lento. Una perlita demasiado fina (fig. 59), en la que la estructura laminar casi ha desaparecido y que con pocos aumentos (100 a 500) aparece como una mancha difusa y oscura, indica que el enfriamiento fué demasiado rápido, la dureza obtenida será- excesiva y. por lo tanto, el recocido es defectuoso. En el clásico diagrama hierro-carbono se señalan las temperaturas de transformación teóricas, es decir, las-correspondientes a ca-

Figura

FiSura 60

59

X100 Acero

de 0,55 %

de C

enfriado Enfriamiento Perlita

difusa

al

X10ü recocido aire.

bastante

(sorbita) rrj¡-a

a S10° y

y

Acero

de 0,55 % enfriado

rápido.

retícula

de C en

recocido el

Enfriamiento de

fe-

a 810° y

horno. lento.

Perlita laminar y ferrita. D u r e z a - 170 B r m e l l .

D u r e z a - 200 Briíiell.

lentamientos o enfriamientos infinitamente lentos. C o m o en la práctica esto no se consigue, pues en los recocidos industriales se utilizan velocidades de 10-20-30-50. y 100° a la-hora,, los puntos críticos en el enfriamiento se suelen presentar a temperaturas un poco inferiores a las señaladas en el citado diagrama, efectuándose, por lo tanto, la transformación de la austenita a temperaturas más bajas que las teóricas. En la figura 61 se señala el desplazamiento que sufren los puntos críticos en el caso de los aceros al carbono. C o m o en los recocidos, además de poCa dureza interesa obtener también la máxima tenacidad y ductilidad, hay que cumplir en los procesos de tratamiento, ciertas condiciones que se señalan a

CAP i III.

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE LOS

79

ACEROS

continuación. La mínima dureza se consigue como hemos explicado con un enfriamiento muy lento y el máximo de tenacidad con un grano muy f i n o . El grano de los aceros de herramientas de alto contenido en carbono recocidos, es el grano de sus cristales de perUta (por ser éste el constituyente predominante) y el tamaño de esos

Siluación de los punios enheos al autncnlor la velocidad dz enfriamlenfo

0,«.

0,6

0.8

1,0

1,2

1A

1,6

% de C

F i g u r a 61 Desplazamiento

de los p u n t o s c r í t i c o s

p o r e f e c t o de ia v e l o c i d a d

de

enfriamiento.

cristales depende exclusivamente del tamaño de los cristales de austenita y no de la velocidad de enfriamiento". Si los cristales de austenita fueron pequeños, los cristales del acero (que en este caso son los de perlita) también serán . pequeños y el material será tenaz ; si los cristales originarios de austenita f u e r o n . grandes, también serán los de perlita,'y el acero no tendrá la máxima tenacidad.

80


ACEROS

Para conseguir que los cristales de austenita sean pequeños, el calentamiento deberá efectuarse según hemos visto anteriormente, a una temperatura superior y lo más próxima a la crítica. En los aceros duros o semi-dur'os, en los que el motivo principal del recocido es el ablandamiento, es ..fundamental,, además, c o m o hemos explicado anteriormente, controlar y regular la velocidad de enfriamiento en la zona crítica 720°-60Ü°, para conseguir que el material quede, blando. Para los aceros al carbono de herramientos, se recomiendan las temperaturas de recocido señaladas en la tabla III, cuidando siempre que la velocidad de enfriamiento no pase de 20°-h. hasta llegar a los 600°. Después, el enfriamiento puede ser más rápido, incluso puede hacerse al aire. En los aceros de herramientas cíe media aleación,'esa velocidad deberá ser inferior a 15°-h., y en algunos muy aleados, es necesario no rebasar los 10° hora. TABLA

Temperaturas

recomendadas

ción de los a c e r o s °/o dp c a r b o n o

„ 0,60 0,70 0,80 0,90 1,00 1,10 1,20

III

p a r a . el de

recocido

de

regenera-

herramientas. Temperatura

800° 775° 760° 760° 760« 760° 760°

Terminación del recocido.—Ei acero se puede sacar del horno cuando todos los cristales de austenita han sido ya completamente transformados en constituyentes blandos, es decir, cuando se ha rebasado completáménte el punto Ar x en el enfriamiento. La temperatura de aparición de ese punto crítico depende de la composición y de la velocidad de enfriamiento. Si el enfriamiento se hace con una velocidad de 10°-h., la aparición del punto crítico en un acero al carbono de herramientas, por ejemplo, ocurre a 700° aproximadamente, y la transformación completa tiene lugar en el intervalo 70Ó°-680°. En cambio, si el enfriamiento se hace con una velocidad de 20° hora, la transformación total de la austenita se

CAP.

III.

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

L Ó S - ACEROS

81

hace en menos tiempo, pero finaliza a temperaturas^ de 680°-65Ü° inferiores a las señaladas en el caso anterior. Esto nos fija las temperaturas finales del recocido, a partir de las cuales el acero se podrá sacar al aire sin peligro de que se endurezca. Esas temperaturas serán de 600° a 650° para los aceros al carbono ; en cambio, para, algunos aceros de aleación, serán de 5G0o-65i3°, pues si se enfrían lentámente, sólo'hasta los 680° 'por ejemplo, y luego al aire, entonces parte de la transformación puede efectuarse rápidamente, y el material quedará duro. A C E R O S DE BAJO C O N T E N I D O EN CARBONO.—Cuando se trata dé aceros al c a f b o n o d é menos de 0,55 .% de C, el problema es un poco distinto del caso estudiado anteriormente de aceros de más elevado contenido en carbono. En estos aceros, 'se pretende afinar la estructura,: y'rara vez se presentan problemas de dureza. El fin que se suele perseguir, es ordenar y afinar los cristales de ferrita para que el material quede con la mayor tenacidad y ductilidad posible, y para eso es preciso destruir la forma y orientación de los cristales y hacer que sean lo más finos p o s i b l e ; en cambió, eT problema ele dureza suele tener relativamente'poca importancia, y aunque estos aceros'queden un poco duros, casi nunca hay problemas, porque esta dureza no es elevada y en general,, se puede mecanizar bastante bien el material. Incluso los aceros de bajo contenido en carbono se mecanizan mejor cuando están algo duros o agrios, porque la viruta se rompe y salta con más facilidad que cuando el material está blando, ya qué entonces se agarra y dificulta el-trabajo de la herramienta cortante. • ' • - • ' - • Si se e f e c t u a d recocido de. los aceros blandos en la misma forma que hemos señalado anteriormente para los aceros duros, no se consiguen los mejores resultados. Esto es debido a que en los aceros al carbono blandos y semi-duros de bajo contenido en carbono, el constituyente' predominante y que forma la matriz de los cristales, es la ferrita," y su formación se rige por leyes distintas de las de la perlita, que además de ser el constituyente más importante de los aceros duros recocidos, es e¡ que decide en •'gran parte el tamaño dé sus cristales. En los aceros blandos, la velocidad ele enfriamiento es la que regula el tamaño'de los cristales de ferrita. En éstos, si la velocidad es'grande, los cristales de ferrita y por lo tanto, los del acero son pequeños'(por ser la ferrita el constituyente predominante). Si la 6


82

ACEROS

velocidad es pequeña y el enfriamiento lento, los cristales son groseros y el material no queda con la máxima tenacidad. En cambio, ése enfriamiento rápido que sería inaceptable en los aceros de más de 0,55 % de carbono porque quedarían duros, no influye perniciosamente en la dureza de estos aceros blandos, que tienen menor aptitud para el endurecimiento que aquéllos. Por este motivo, el recocido de los aceros de 0,35 a 0,45 % de carbono, se hace sin precauciones para que el enfriamiento sea muy lento e incluso se. abren las puertas del horno::para.que el enfriamiento sea relativamente, rápido, y el de los aceros de .0,10 a 0,35 % de-.carbono-, se.-1 race al aire. Las temperaturas recomendables para eb recocido ele: éstos raeerós-.son lás qué se-señalan -en la tabla I V . "

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r~ •:'

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Tabla

IV

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•; T e n j f f é f S I j í r a ^ .'té?oiflend£ídas ' p a t a et . r e c ' ó c í d ó . d e . r e g e h ' é f a - : • , ' ci'óñ

de l o s a c e r o s

C o m p o s i c i ó n % de C

.. .

-

- 0,10 0,20 0,30 0,40 . 0,50

-

al c a r b o n o ' d e

construcción.

T e m p e r a t u r a flC ,

•-

910° «90° •860° 840820°

O T R A S - CLASES DE RECOCIDO.—Conviene señalar que muchos de los recocidos que se hacen ordinariamente en la industria, no son ele esta clase. Se suelen efectuar exclusivamente para ablandar los aceros duros, son «recocidos de ablandamiento», que se estudian con detalle más adelante, diferenciándose de los recocidos que ahora hemos estudiado,-porque en éstos interesa tanto regenerar la estructura como ablandar el material.

Hemos visto también, que los recocidos de regeneración de los aceros al carbono, se pueden clasificar en, dos grupos, que se diferencian entre sí por la velocidad de enfriamiento que ^se emplea en cada caso, que depende de la aptitud de 'endurecimiento del material, que es a su vez función de la composición. Si el constituyente predominante es la pe'rlita (aceros de alto contenido en -carbono), el . enfriamiento en la zona 720°-600°, que es la de transformación de la austenita en perlita, debe ser muy lento, para conseguir que el material quede blando. Cuando el acero es

CAP i

III.

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE L O S

ACEROS

83

ferrítico (aceros de bajo contenido en carbono), la velocidad de enfriamiento a partir de A r 3 , 900°-700° que es la zona de temperaturas en la que empieza a nacer la ferrita, debe ser relativamente rápida para que los cristales sean pequeños. En algunos aceros de 0,30 a 0,50 % de carbono en que los porcentajes de ferrita y per-lita son casi iguales, se puede seguir un proceso c o m b i n a d o . Después de conseguido el estado austenítico

F i g u r a 62

F i g u r a 63

X 50 Acero

de

1,20 %

de

X 50

carbono,

780° y e n f r i a d o en el h o r n o Cementita

recocido a

a

Acero

15°/h.

y .perlita.

D u r e z a - 195

de S60°

0,34 % con

de

Ferrita

Brihell.

carbono

enfriamiento y

al

recocido

a

aire.

perlita.

D u r e z a - 150 BrTnell.

y haber permanecido el acero a esa temperatura el tiempo conveniente, se inicia un enfriamiento relativamente rápido para que los cristales de ferrita que nazcan sean pequeños y luego, cuando se alcanza una temperatura próxima, pero superior a A r x , se disminuye la velocidad de enfriamiento-, que debe "ser muy lenta, para que en la transformación ele la austenita, se obtenga una estructura perlítica blanda. 34.

Teoría del temple.

Enfriamiento

En el temple, lo mismo que en el recocido de regeneración, toda la masa del acero debe encontrarse en estado austenítico en' el m o mento de comenzar el enfriamiento. Si entonces se enfría el acero con rapidez, todo el material queda con - gran dureza y la transformación de la austenita ocurre generalmente por debajo de 350°, o sea, a temperatura mucho más baja que en el recocido. Para comprender mejor este fenómeno, se puede ensayar un acero de 0,90 '% ele carbono enfriándolo a velocidades variables y observando luego lo que sucede ( f i g . 64).

100

100

Variación de la pofciclon de (o» puní ofc crítico» en juncidn de (a velocidad de enfrí amiento

^ A r

Ar'

600

S00

®

400 500 A

Ar

ÍOO 100

"'

•

Velocidad crítica ds temple i

100

Pcrlita

500 /seg. Velocidad de enfriamiento

200

Variación de la «jíruetura «iitre»cópica en función d e j a veiocid a d de e n f r i a m i e n t o

1

jSorbitaJ

|Troott'rta|Troostita H a r t e n t i t a j Harten sita ij > u » t « m l a | jMarfrnftitü 1

1

1

200

.

Velocidad de anfriamie ni o

Dureio

Rockwell C

F i g u r a 64 I n f l u e n c i a de la v e l o c i d a d de e n f r i a m i e n t o en la s i t u a c i ó n los constituyentes m i c r o s c ó p i c o s

de ¡os puntos c r í t i c o s ,

resultantes y en la dureza q u e se o b t i e n e en el

ple de un a c e r o de 0,90 % de

carbono.

en

tem-

CAP i III.

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE L O S

85

ACEROS

Y a hemos visto al estudiar el recocido, que si dejamos enfriar el acero muy' lentamente desde una temperatura superior a la crítica, la zona de transformación de la austenita en otros constituyenTemperatura

Velocidad de enfriamiento

•C/s.,.

Velocidad«* orificas da t e m p l e

Tamaño de qrane n? A

Tamaño d« <jrar\o n? í

Acerot comerciales ///>//. 0.2S a 0.60 "/« de man<já"«*°

Durtxa Rockwell C

20 10

o

M.

04

0.P Figura

10

i,2

y.

14 C

da

65

I n f l u e n c i a del c o n t e n i d o en c a r b o n o de los a c e r o s , s o b r e la t e m p e r a t u r a de a p a rición del p u n t o A r ' " , s o b r e las v e l o c i d a d e s críticas de t e m p l e y sobre las m á x i m a s d u r e z a s q u e se p u e d e n

obtener.

86


ACEROS

tes, aparece: a .uña 'temperatura inferior, pero -próxima a ia teórica (721°), y el ¿tcero:: queda-,muy " blando. •Si' atírnen"!ainos progresivamente la velocidad de enfriamiento, el punto A r que señalada transformación de la austenita, aparece cada Vez a temperatura más baja. Al aumentar la velocidad, también vemos .(fi.g_,..64 b) que la estructura, microscópica resultante va cambiando progresivamente. Cuando la velocidad es muv "p'eqtjená aparece' "periita gruesa, •

"

Figura Influencia

de

ia v e l o c i d a d

de

B

""

'

6G

enfriamiento

stíbre la

temperatura

de

transformación

de la austenita y s o b r e los constituyentes q u e se o b t i e n e n .

luego periita laminar fina, y cuando la velocidad ele. enfriamiento es mayor," aparece un- nuevo'- constituyente oscuro y difuso denominado sarbita ; aL co'ntinuar aumentando la'velocidad, aparece otro también nuevo, más oscuro formando rosetas de aspecto nodular, llamado -troóstita (fig. 68),. También se observa que la dureza obtenida lia ido aumentando paralelamente con los cambios d e estructura (fig.- 64:). Al principio, cuando aparecía periita, la dureza no pasaba de 10 a 20 Re, y al enfriarse más rápidamente y obtenerse troostita, se llega a 30 y 45 R e . Cuando por efecto del rápido enfriamiento el punto Ar desciende hasta las proximidades de 650°-600°, aparece otro punto de trans-

CAP

i

III.

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

87

ACEROS

F i g u r a 67

X100

-uctura

sorbftica.

F i g u r a 6S X 150 Nodulos

negros

de

troosfita de

sob,rc

J„50

%

un de

fondo 'blanco carbono.

de

martensita

en

un

(Sauveur.)

F i g u r a 69 X 1.000 A g u j a s de m a r t e n s i t a s o b r e f o n d o b i a n c o de a u s t e n i t a .

(Vitella.)

acer

88

TRATAMIENTOS T É R M I C O S . .DE LOS

ACEROS

formación a una temperatura (0,o-350'°) mucho más baja que las anteriores, que se denomina A r ' " . A partir de la aparición de esta nueva transformación, al punto Ar se le llama Ar'. Durante mucho tiempo se ha denominado a aquel punto A r " , pero recientemente y como consecuencia de los estudios realizados sobre la transformación isotérmica de la austenita, se prefiere reservar esa denominación para las transformaciones correspondientes a la zona intermedia entre el punto c Ar' y el punto que estamos ahora estudiando. La aparición de este punto A r ' " corresponde a un gran aumento de dureza (60-67 Re) y se manifiesta además por la presencia de otro nuevo constituyente en la estructura microscópica : la martensita (fig. 69). La estructura totalmente martensítica típica de los aceros bien templados, se consigue cuando aparece únicamente el punto A r ' " , y esto ocurre cuando toda la au'stenita se transforma a baja temperatura, generalmente inferior a 350°. La menor velocidad con la que se obtiene exclusivamente el punto A r ' " se llama velocidad crítica ele temple, y es la velocidad que hay que rebasar para conseguir la estructura totalmente martensítica y un temple teóricamente perfecto. Las temperaturas recomendables para el temple de los aceros al carbono son las que señalan en la tabla V . TABLA

V

T e m p e r a t u r a s r e c o m e n d a d a s p a r a el t e m p l e de los a c e r o s al c a r b o n o de 0,10 a 1,40 % de C . C o m p o s i c i ó n °/ 0 de C

0,10 0,20 0,30 0,40 . 0,-50 0,60 0,70 0,30 0,90 1,00 1,20 1,40

Temperatura 9C

.

925° 900'° 870" 840° 830" 810° 780° 770° 770° 760° 760" 760°

89

CAP. III.—TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE" LOS - ACEROS

NECESIDAD

DE SOBREPASAR

LAS TEMPERATURAS

CRÍTICAS .DE

AU-STE-

Cuando eil el1 temple de un acero de menos de 0,90 % . de carbono, se inicia el enfriamiento, toda la masa debe encontrarse formando cristales de austenita. Si no se cumple esta condición, el temple no será perfecto •y no se alcanzará toda la dureza que con ese acero se puede, obtener. Si en los aceros de contenido en carbono inferior a 0,90 % , no se alcanza una temperatura superior a A c , , quedará algo ele ferrita N I Z A C I Ó N EN E L T E M P L E D E L O S A C E R O S H I P O E U T E C T O I D E S ,

°c

% d«C Figura 70 Temperaturas críticas teóricas del diagrama hierro-carbono, temperaturas críticas en el calentamiento y temperaturas de temple recomendadas para los aceros hipoeutectoides.

sin disolver en la austenita, y después del enfriamiento aparecerá esa ferrita en el acero templado. La estructura martensítica perfecta y la máxima dureza compatible con la composición de un acero, sólo se puede conseguir cuando al iniciarse el enfriamiento su estructura es totalmente austenítica, por ser el tínico constituyente capaz de transformarse en martensita. Para comprender mejor ese proceso de transformación, vamos a ver qué sucede al templar tres aceros al carbono de 0,20, 0,30 y 0,45 % de C, a diferentes-temperaturas. Las temperaturas críticas teóricas aproximadas, correspondientes


90

ACEROS

•al punto A s , son 825°, 790° y 760°, según puede verse en la'figura 70, en la que se representa una zona del diagrama hierro-carbono. Las temperaturas de los puntos Ac 3 son,, en cambio, un poco más elevadas, 855°, 820° y 790°. Para conseguir un temple perfecto, habrá que calentar el acero a temperaturas ligeramente superiores a estas últimas, pues así se podrán salvar posibles errores de piró-

F i g u r a 72

F i g u r a 71

X 1.000

x 1.000 Acero

de 0,45 % de

Templado Perlita,

a

732°

ferrila

carbono. en

y

agua.

martensita.

Acero

de 0,45 % de

Templado

carbono.

a 750° en

agua.

Ferrita y martensita.

F i g u r a 715

X1.000

. X1.000 Acero

de 0,45 %

Templado

a

Ferrita y

de

carbono.

775° en

agua.

martensita.

Acero

de 0,45 % de

Templado

carbono.

a 790° en

Martensita.

agua.

CAP

i

III.

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE LOS

ACEROS

91

metros, de los operarios o los desiguales calentamientos de los h o r n o s ; en la industria se recomienda temperaturas un p o c o más altas que las A 3 y A c 3 citadas, y que suelen ser para esos aceros de- 900°, 870° y 840°. Las resistencias a la tracción de estos aceros, qüe en estado normalizado son 55, 58 y 62 K g / m m 3 , aproximadamente, no se modifican al ser templados a temperaturas inferiores a 721c, como puede verse en la figura 75, y en cambio, templando a temperaturas un poco ínás altas, aumentan sensiblemente. ,La figura 7 i corres-

i n f l u e n c i a de la t e m p e r a t u r a

de t e m p l e en la d u r e z a y resistencia de tres a c e r o s al carbono

de

construcción.

ponde al- acero de 0,45 % de carbono que. se ha templado a 7¿}2C, es decir, justo a la temperatura en que comienza la transformación A c j . A esa temperatura se ha iniciado,ya la transformación d e j a perlita en austenita sin llegar a completarse y después: del enfriamiento rápido, los-constituyentes resultantes s o n : martensita, que proviene ele la austenita, parte de perlita. sin transformar. y ferrita proeútectoide. A l sobrepasar la temperatura crítica Ac x , toda la perlita que contiene el acero se transforma en austenita y al templar los tres aceros a 750° por ejemplo, Ja austenita formada por los antiguos cristales de perlita, se ha transformado en martensita dura, quedando, sin embargo, todavía bastantes cristales de ferrita libre. Después del temple a 750°, se obtienen cristales de martensita y de ferrita y se alcanzan resistencias de 62, 70 y 120 K g / m m 2 , respectivamente. La figura 72 representa el acero de 0,45 % de

92

;X'RATAMIE!s'TOS\TÉ:RMIS

HE

LOS

ACEROS

carbono, templado.a : .?50°., :en el.que sé aprecia, mar.tenslta>n.que se ha transformado l.a.austenita al; templar y ferrita sin transformar. Si efectuamos el temple, a 775°, las durezas que. se-obtienen son mayores que en el.caso, anterior : 70, 120 y 193 K g / m m 2 , , aproximadamente (fig. -75), y también .es mayor la; proporción de austenita transformada en martensit.a, y menor la cantidad d.e ferrita libre que aparece después del.temple, c o m o se puede ver en la f i g u r a 73, que corresponde ál mismo acero de '0,45 % de carbono templado a esa temperatura ; sin embargo, el tenjple es todavía imperfecto poíno haberse conseguido la completa austenización de la. masa del acero. Finalmente, templando cada unp <¿e los aceros a las temperaturas citadas de 855°, 820° y 790°, obtendremos las mayores durezas y resistencias.de 122,^170-y 208 Kg/mrft 2 y estructuras totalmente martensíucas. - .... i • "... ' . .. < La figura 7-4;muestra una ; 'éstructura totalmente martensítica del acero de -0,45 % de car-bono-templado a 790°. 35.

Teoría del n o r m a l i z a d o .

Enfriamiento

El normalizado es uno de los tratamientos ténnis' más fáciles de efectuar. Se utiliza- l o m i s m o para, piezas- -fundidas,- forjadas o mecanizadas; y .sirve, para afinar la estructura y eliminar las tensiones que suelen, aparecer, en la; solidificación, forja o en otras operaciones.posteriores. C o m o el nombre indica, se da este tratamiento a los aceros para que queden con los constituyentes y características que puedan considerarse normales o propios de su c o m p o s i c i ó n . Se efectúa no sólo después de la forja o laminación, sino también después de ciertos sobrecalentamientos o enfriamientos h e c h o s - e n malas condiciones y siempre que se quiere destruir los efectos de cualquier calentamiento o tratamiento anterior. Consiste en calentar los aceros a una temperatura superior a la critica 'Ac 3 o Acrn, para que pasen al estado austenítico-y dejar luego: enfriar-las piezas'al aire tranquilo. En el normalizado, la velocidad de.enfriamiento, es más lenta que.en el .temple, y más rápida que en el - r e c o c i d o , E ? un. tratamiento; típico de los aceros al carbono de construcción de 0,15 a 0,40 % de C, y-rara vez se emplea en los aceros de herramientas, ni en los aleados de construcción. Las temperaturas dé normalizado recomendadas para estos aceros son las que se señalan en- la tabla Y 1.

F i g u r a 76

xioo

Acero

de 0,20 % áe carbono

normalizado.

F i g u r a 77

X100

Acero

de 0,40 % de carbono

normalizado.

F i g u r a 7S

X100

Acero de 0,G0 % de carbono

normalizado.

94


ACEROS

El espesor de las piezas ejerce bastante influencia en los constituyentes y características que se obtienen en el normalizado de los aceros. Es distinta la microestructura que se obtiene en un redondo de TABLA

Temperaturas

recomendadas

V I

para

el

normalizado

de

los

aceros at c a r e n o . Temperatura ° C

C o m p o s i c i ó n ° / 0 de C

935° OIO3 880°

0,10 0,20 0,30 0,40 0,50

860°

840°

acero de 8 mm. de diámetro de 0,45 % de carbono, que eii otro de 250 mm. de diámetro de la misma composición, debido a que la velocidad de enfriamiento, que es la que en definitiva regula el tratamiento, es bastante diferente en ambos casos. En las figuras números 76, 77 y 78 pueden verse las microestructúras típicas de los aceros al carbono normalizados. Estas estructuras corresponden a perfiles de 25 mm. de diámetro. En la tabla V I I se dan las características aproximadas de los Eiceros al carbono recocidos y normalizados en perfiles ele 25 mm. de espesor. TABLA

Características

mecánicas

de

tres

aceros

al

VII

carbono

de

construcción

en

estado

recocido

normalizado.

%

-

de C

Tratamiento

R i' g / m m 2

lí K'rt/mm2

°lo

n gm/cm-

A

V P, 2

0,15

Normalizado Recocido • •

45 42

27 25

27 30

33 25

0,30


58 50

35 30

20 22'

10 18

0¡50


70 60

42 38

16 18

7 10

y

CAPITULO CONSTITUYENTES

IV

MICROSCOPICOS

DE LOS ACEROS

36. La metalografía, que tiene por objeto el estudio de la estructura de los metales, nació en el pasado siglo x i x . Hacia 1808, W i d manstátten comenzó a estudiar la estructura de los meteoritos, observando a simple vista su constitución macrográfica, puliendo su superficie y atacándola luego con ácidos o haciéndola visible por calentamientos a temperaturas relativamente bajas. S o r b y , en Inglaterra fué el primero que utilizó en los años 1856 a 1864 el examen por reflexión y el microscopio para los estudios metalográficós. A l g ú n tiempo después, por el año 1878, comenzó Martens en Alemania sus notables estudios sobre la microestructura de los aceros y fundiciones. L o s trabajos del francés Floris O s m o n d fueron sin duda los más decisivos y trascendentales, en colaboración con W e r t h publicó en 1883 su «Teoría celular de los aceros», en la cual'explica c ó m o «los aceros están constituidos por un núcleo de hierro, rodeado por un cemento que aesaparecé con el temple, es decir, por un calentamiento a temperatura elevada seg u i d o de un enfriamiento brusco». Y a en esta época atacaban las probetas con soluciones ácidas en f o r m a semejante a la que se emplea en la actualidad. En 1894, publicó O s m o n d su memoria « S o b r e la constitución d e los aceros al c a r b o n o » , que es la base de partida de toda la metalografía moderna. Estos trabajos, fueron tan perfectos que los realizados posteriormente, han añadido relativamente pocas cosas nuevas a los fundamentos entonces establecidos. En los últimos años, investigadores de todas las nacionalidades, c o m o Le Chatelier, Charpy, Portevin, en F r a n c i a ; Martens, H e y n V Bauer, Goerens, T a m m a n , en Alemania 1 ; R o b e r t Austen, Stead, Arnold, Hadffield, en Inglaterra; H o w e , Saúveur, Campbell, Báin, Grossman, en Estados Unidos ; Renedicks, en Suecia, etc., han dedicado una gran atención y han efectuado notables trabajos sobre las estructuras microscópicas de los, aceros. A continuación indicamos las principales características y pro-

96


ACEROS

piedades de los diversos constituyentes que forman las microestructuras de los aceros, señalando además, c ó m o se pueden obtener, y cuáles son los reactivos más convenientes para su observación. 37.

Aceros recocidos

Si calentamos un trozo de acero de 0,35 % de carbono a 900° y lo dejamos enfriar lentamente dentro del horno, y luego lo puli-

F i g u r a 79 x 100 Cristales

de ferrita

en

un a c e r o

de 0,05 %

de c a r b o n o .

(Vilella.)

F i g u r a SO X 750

•

C r i s t a l e s de f e r r i t a y perlita en un a c e r o de 0,35 % de c a r b o n o r e c o c i d o ,

(Vilella.)

mos y. atacamos con una solución alcohólica de ácido nítrico al 3 i% durante diez segundos, podremos ver, con ayuda del microscopio, una estructura formada por cristales blancos y negros, semejante a la de la figura 80. L o s cristales blancos son de ferrita y los negros de perlita,'

CAP.

I V . — CONSTITUYENTES

M I C R O S C Ó P I C O S . DE: LO.S

ACEROS

97,

Si hacemos, lo mismo coa. un.acero, de 1,10 %. de carbono.,.veremos unos cristales negros contorneados por una retíc.ula. blanca. L o s cristales negros son de perlita y la.retícula blanca de cementita (fig. 83). La ferrita, cementita y perlita, q u e son los constituyentes característicos de los aceros recocidos, se aprecian c o n - g r a n claridad en el examen microscópico, aunque se empleen pocos, aumentos. 38.

Ferrita

La ferrita es hierro alfa, o sea hierro casi puro, que puede contener en solución pequeñas cantidades de silicio, f ó s f o r o y otras impurezas. En los aceros aleados suelen formar solución sólida con la ferrita o hierro alfa, el níquel, manganeso, cobre, silicio, aluminio, etc. Cristaliza c o m o se ha explicado anteriormente en el sistema cúbico, estando el c u b o elemental f o r m a d o por 8 átomos, situados en los vértices y uno en el centro (fig. 26). Tiene aproximadamente una resistencia de 28 K g / m m 2 , 35 % de alargamiento y una dureza de 90 unidades Brinell. Es el más blando de todos los constituyentes del acero, muy dúctil, magnética y de pequeña fuerza coercitiva. L o s reactivos habituales, ácido nítrico (al 1, 3 y 5 % ) , ácido pícrico y reactivo de Benedicks no la colorean, destacando únicamente en los aceros de muy bajo porcentaje d e carbono, ,1a unión de los granos, en f o r m a de líneas negras, de '.pontornos suaves e irregulares ( f i g . 79). U n ataque p r o l o n g a d o sómjprea ligeramente a los cristales, y pone, en evidencia su diferente/orientación. A menudo las impurezas dan lugar también a una desigual coloración de los cristales. En los aceros puede_ aparecer bajo f o r m a s . m u y diversas-sa) Como, elemento proéu.teetoide--que- -aqompaña a la perlita. En este caso se presenta : 1.° -En f o r m a - d e cristales -mezclados con los de perlita en los aceros de menos de 0,55 % de carbono aproximadamente (figs. 56, 57, 60, 63 y 80). 2.° F o r m a n d o una red o malla que limita los granos de perlita en los aceros de 0,55 a 0,85 % cíe carbono, aproximadamente ( f i g . 16), y 3.° En forma de agujas o bandas aciculares (figs. 81 y 82) orientadas en la dirección de los planos cristalográficos de la' austenita.' Esta estructura es típica de los aceros en bruto de colada; en los que parte de la ferrita proeutectoide se precipita en f o r m a de agujas dirigidas hacia el interior d e ' l o s granos, en lugar de depositarse en la envolvente reticular o formar cristales independientes.


98

ACEROS

A -este t i p o - d e cristalización se denomina estructura . de W i d manstáuen... —= i b}' También: aparece c o m o elemento eutectoide de la perJita, f o r m a n d o láminas paralelas, separadas por otras láminas de cementita .(figs. IB,• 18,: SO, 89, - 90 y .91). c) En la estructura globular, propia d e d o s aceros al carbono de herramientas (de. 0,9 a 1,4 %'). recocidos a temperaturas próximas

F i g u r a 81

F i g u r a 82

. X 100 Típica

estructura

de

un a c e r o de 0,35 % de c a r b o n o en de

X 100

Widmanstatten

colada.

en

A c e r o de 0 , 4 2 % de c a r b o n o , en el q u e s e

bruto

ha d e s t r u i d o p a r c i a l m e n t e p o r f o r j a la estructura

Widmanstátren.

a 721° (A 3 2 1 ), aparece f o r m a n d o la matriz que rodea a los g l ó b u l o s de cementita (figs. 86, 87 y 88). d) En los aceros hipoeutectoides templados, puede también aparecer mezclada con la martensita o con los demás elementos de transición formando zonas blancas irregulares o agujas finas, cuando las temperaturas de calentamiento han sido más bajas que la crítica ( A c . ) , el tiempo de calentamiento insuficiente o ha habido interrupciones en el-enfriamiento (figs. 71, 72 y 73). 39.

Cementita

La cementita-es carburo de hierro, CFe 3 , contiene' 6,67 % de carbono y 93,33,% de hierro. Es el constituyente más duro y frágil de los aceros al carbono, su dureza es superior a 68 R o c k w e l l - C y cristaliza f o r m a n d o un paralelepípedo ortorrómbico de gran tamaño (4,5 x 5 x 6,7 A).

CAP. IV.— CONSTITUYENTES MICROSCÓPICOS. DE: LO.S

Cristales

blancos

de

perlita

y

1,10% ( A t a q u e con

retícula

negra

de c a r b o n o

de

ccmentita

118,

ACEROS

en

un

acero

de

bruto

de

recocido.

p i c r a t o s ó d i c o en c a l i e n l e . ) ( R . W .

Smyth.l

F i g u r a SS

X100 Retícula

y

agujas

de

cementita.

en

colada.

un

acero

(Boylston.)

bipercutecloi'de

en


100

ACEROS

N o es coloreada por los reactivos usados corrientemente (soluciones alcohólicas de ácidos nítricos, pícrico etc.), apareciendo de un color blanco brillante siempre que se ataca al acero con reactivos ácidos. S ó l o la colorean el picrato sódico en caberte y los ataques oxidantes al aire. P o r su gran dureza queda en relieve después del pulido, pudiendo conocerse perfectamente el contorno de los granos o de las láminas por el sombreado q u e aparece con iluminación oblicua. A u n q u e con un p o c o de experiencia se-distingue de la ferrita, en caso de duda, c o m o ambas, ferrita y cementita, quedan blancas después del ataque con ácidos, se pueden diferenciar una de otra atacando el acero con picrato sódico en caliente (baño maría) que colorea de obscuro a la cementita, dejando blanca a la perlita (figura 84). Es magnética a la temperatura ordinaria, pero pierde su magnetismo a '218°. Examinando los. aceros con el microscopio puede aparecer : a) C o m o cementita proeutectoide en los aceros con más de 0,90 % de C, f o r m a n d o una red que envuelve los granos de perlita (figs. 17, 62 y 83), y también en forma de agujas finas que partiendo de la red se dirigen hacia el interior de los cristales en las estructuras en bruto de colada (fig. 85). b) F o r m a n d o parte de la perlita, y en ese caso se le llama cementita períítica o eutectoide, y toma la forma de láminas paralelas separadas por otras de ferrita (figs. 16, i 8 , 80, 89, 90 y 91). c) C o m o cementita globular se presenta en forma de pequeños glóbulos o granos redondos dispersos en una matriz de ferrita (figuras 86, 87 y 88) cuando los aceros de 0,9 a 1 , 4 % de carbono han sufrido un recocido a temperaturas próximas a 721° ( A 3 2 1 ) . d) En los aceros hipereutectoides templados, cuando la temperatura alcanzada ha sido superior a A c 3 2 1 , pero inferior a Ac c m o cuando el tiempo de calentamiento no ha sido suficiente, aparece la cementita rodeada de martensita o de otros constituyentes de transición. 40.

Perlita

Es un constituyente eutectoide f o r m a d o por capas alternadas de hierro alfa y carburo de hierro CFe 3 , o lo que es lo mismo, de ferrita y cementita. Es de composición química constante y definida y contiene aproximadamente seis partes de hierro y una ele carburo que corresponde a 13,5 % de CFe 3 y 86,5 % de Fe y a

CAP_

IV

.

GONSTXTUVENTES

MICROSCÓPICOS

DE L O S

101

ACERO.S

s s

;• l i " s j

fW^'i».

:

v • v - ''-fi f^M;

MM1111 ^^mmpiffà'^

W'vil^ si

, , fW

W

illlSBiiiilIft "'

F i g u r a S6 x 100

F i g u r a SS X 2.000 Glóbulos

de c e m e n t i l a

sobre

un

f o n d o de ferrita carbono.

en un

acero

de

1.1S %

de

102


ACEROS

0,9 % de C y 99,1 % de F e . Tiene una resistencia de 80 X g / m m 2 y un alargamiento d e . 1 5 % aproximadamente. La ferrita y cementita que la componen aparecen formando láminas paralelas y alternadas que tienen reflejos nacarados, por la qué S o r b y , en 1864, le dió el nombre de constituyente periítico (figuras 16, 18, 89, 90 y 91). Según la velocidad de enfriamiento, esas laminillas aparecen más. o menos separadas, y cuando el enfriamiento ha sido bastante rápido, las láminas se acercan mucho, de forma que en el microscopio, aun con grandes aumentos, no se pueden distinguir. La distancia interlaminar de la perlita sirve para clasificarla en : perlita gruesa con una separación entre láminas de unas 400 ¡J.[J. ( 1 ) y una dureza de 200 Brinell, que se obtiene por enfriamiento muy lento dentro del horno ; la perlita normal tiene 350 ¡xy. y 220 Brinell de dureza y la perlita fina que se obtiene cuando se enfría dentro del horno bastante rápidamente o cuando se deja enfriar el acero al aire, tiene 250a;j. y 300 Brinell de dureza (fig. 129). Para observar con claridad las laminillas de la perlita gruesa, suele ser uecesario emplear unos 500 aumentos. La. perlita que se colorea de obscuro con todos los reactivos ácidos, nital, picral, etc.," se obscurece más rápidamente que la martensita, pero queda más clara que la troostita y la sorbita. Es interesante recordar que la coloración de la perlita no es más que un efecto de las. sombras y de los relieves de los elementos que ia formanf púes ni la ferrita ni la cementita son coloreados por los ataques que ensombrecen la perlita, estos reactivos destacan el relieve de la cementita y esa es la causa del aparente colorido de la perlita. Cada g r u p o de láminas paralelas constituye un cristal de perlita, y aunque algunas veces, sobre todo en los aceros de composición próxima a l a eutectoide, el contorno de los cristales de perlita no está bien definido, se puede conocer los límites de cada cristal con relativa facilidad, sabiendo que dentro de cada uno de ellos todas las láminas son paralelas. 41.

Aceros templados

A l calentar un acero de 1,10 % de C a 1.000°, o sea por encima del punto crítico Ac c m , se modifica la estructura cristalina que tenía a la temperatura ambiente, quedando el acero f o r m a d o a esa (1)

¡i. = miera = milésima de milímetfo = 0,001 mm. milimicra = millonésima de milímetro=0,000,C01

Ju/i =

mm.

CAP

.

IV.—

CONSTITUYENTES MICROSCÓPICOS. DE: LO.S

103,

ACEROS

F i g u r a SP X 100

F i g u r a 90 X 500

(Vilella.)

Perlita;. f o r m a d a p o r l á m i n a s a l t e r n a d a s de f e r r i l a ( n e g r a ) y c e m e n t i l a

(blanca).

CAP i III.

TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE LOS ACEROS 104

temperatura por cristales de austenita. Esos cristales de austenita, al enfriarse el acero lentamente, se desdoblan y transforman en otros cristales de cementita y .perlita que ya hemos estudiado anteriormente. Pero si calentamos una barra de ese acero ele 1 cm. de lado a 1.000° y luego la enfriamos rapidísimamente en agua, los cristales de austenita no tienen tiempo de transformarse en aquellos constituyentes citados, y podremos observar en el microscopio en una sección pulida y atacada algunos cristales de austenita, mezclados con agujas de martensita (figs. 69, 93, 98, 99 y 100).

Figura

F i g u r a 92 X 1.250 I %

de

M i c r o e s t r u c t u r a de un a c e r o de 1,3 %

e! q u e a p a r e c e u n a z o n a

de

carbono

de

matriz

Microestructura carbono, perlita

en

98

X 125

laminar

de y

sorbita.

un otra

acero más

(Osmond.)

de

obscura

templado, blanca

martensita y

de

en

el

que

austenita,

nodulos

negros

se

ve

agujas de

de una de

troostia.

(Boylslon.)

Si la barra templada es de 3 cm. de lado, en la sección transversal pulida y atacada, aparecerán de la periferia al centro los constituyentes típicos de los aceros templados, que son : austenita, martensita, troostita y sorbita. Cuando se examinan al microscopio con pocos aumentos (ele 100 a 300) los aceros templados o templados y revenidos a temperaturas adecuadas, suele ser difícil interpretar su estructura, porque los constituyentes son muy finos y difusos, siendo conveniente, cuando se empieza a estudiar metalografía, obtener estructuras groseras por medio de calentamientos a elevadas temperaturas, para luego poder distinguir y diferenciar más fácilmente las que aparecen cuando

CAP.

IV. — CONSTITUYENTES MICROSCÓPICOS. DE: LO.S

ACEROS

105,

los tratamientos se efectúan correctamente. Para facilitar el examen microscópico, es por lo que hemos recomendado el temple de un acero de 1,10'% de carbono a 1.000°, que es una temperatura demasiado elevada para efectuar normalmente el temple de cualquier pieza o herramienta fabricada con acero de esa c o m p o s i c i ó n . 42.

Austenita

Es una solución sólida de carbono en hierro g a m m a . Puede contener desde 0 a 1,7 % de carbono y es, por lo tanto, un constituyente de composición variable. T o d o s los aceros se encuentran

F i g u r a 94 X 100

F i g u r a 95 X 500 C r i s t a l e s ele a u s t e n i t a .

(Vilella.;

f o r m a d o s por cristales de austenita cuando se calientan a temperatura superior a las críticas ( A c 3 ó Ac,. m ). A u n q u e generalmente es un constituyente inestable, se puede obtener esa estructura a la

106


ACEROS

temperatura ambiente por enfriamiento rápido de aceros de alto "contenido en carbono o de muy alta aleación. Templando perfiles muy delgados de aceros de elevado contenido en carbono, desde alta temperatura • n agua muy fría, aparecen o-randes cristales blancos de austenita mezclados con agujas en zig zag de martensita (figs. 69, 98, 99, 100, 101 y 102). El nombre de austenita fué dado en memoria del metalurgista mglés Robert Austen. En los aceros austeníticos de alta aleación se presenta formando cristales poliédricos parecidos a los de la ferrita, pero se diferencia de éstos por ser sus contornos más rectilíneos y los ángulos vivos (figs. 94 y 95). Su resistencia es de 88 a 105 K g / m m 2 aproximadamente, su dureza de 300 Brinell y su alargamiento de 20 a 23 % . Es p o c o magnética, blanda, muy dúctil y tenaz. Tiene gran resistencia al desgaste, siendo el constituvente más denso de los aceros. A la temperatura ordinaria, es muy raro encontrarla en la miF i g u r a 96 croestructura de las piezas o heDisposición de los átomos de hierro y carrramientas fabricadas con aceros bono en un cubo elemental de austenita, consde baja aleación. Aparece, en tituido por la retícula de caras centradas del hierro g a m m a , con átomos de carbono en el cambio, más frecuentemente auncentro de las aristas y uno en el centro del que en cantidades muy pequeñas cubo. y casi siempre mezclada con la martensita en los aceros muy aleados, enfriados rápidamente desde .alta temperatura, siendo c o m o es natural, el constituyente fundamental de los aceros cromo-níqueles austeníticos (18-8, 25-20, 20-12, etcétera) y de los aceros con 1 2 % de manganeso. La disposición atómica de la retícula elemental de la austenita (según Petch), se puede ver en la figura 96, en la que se señala la situación de los átomos de carbono en el cubo de hierro gamma d e caras centradas (fig. 26).

CAP.

43.

IV.—

C O N S T I T U Y E N T E S M I C R O S C Ó P I C O S . DE: LO.S

ACEROS

107,

Martensita

Es el constituyente típico de los aceros templados, se ite que está formado por una solución sólida sobresaturada de carbono en hierro alfa, y se obtiene por enfriamiento rápido de los aceros desde alta temperatura. Su contenido en carbono suele variar generalmente desde pequeñas trazas hasta 1 % de C y algunas veces en los aceros hipereutectoides, aún suele ser más eievaclo. Sus propiedades físicas varían con su composición, aumentando su dureza, resistencia y fragilidad con el contenido en carbono, hasta un máximo para C = 0,90 % aproximadamente. Después ele los carburos y de la cementita, es el constituyente más duro de los aceros. Tiene una resistencia de 170 a 250 Ivg/mm 2 , una dureza de 50 a 68 Rockwell-C y alargamiento de 2,5 a 0 , 5 % . Es magnética. El nombre de martensita fué dado por Osmond en honor de Martens, notable metalurgista alemán. Presenta un aspecto marcadamente acicular, formando agujas en zig zag, con ángulos de 60°. Cuando aparecen las agujas de martensita sobre un fondo blanco de austenita, la observación con grandes aumentos es bastante clara. Esta estructura se suele obtener en los aceros de alto contenido en carbono y alta aleación, templados desde elevada temperatura, en los que no se ha conseguido la completa transformación ele la austenita en martensita, quedando _-n algunas ocasiones hasta .30 % de austenita sin transformar. En cambio, cuando la transformación es completa, al no existir el fondo.blanco de austenita, la. o b servación es más difícil. Cuando el temple se hace a la temperatura correcta, en general se obtienen estructuras ele martensita muy fina, ele aspecto difuso, que suelen exigir 1.000 o más aumentos para su interpretación. La martensita cristaliza en el sistema tetragonal, estando formada su retícula elemental por un paralelepípedo que difiere muy poco del cubo de cuerpo centrado del hierro alfa. Parece que en la martensita son los átomos ele carbono los causantes de la deformación de la retícula cúbica del hierro alfa que se transforma en tetragonal, teniendo el paralelepípedo elemental dos iados iguales, y el tercero, que es un poco mayor, guarda con los otros dos una relación que varía desde 1,06 a 1 cuando'el contenido en carbono risminuye aproximadamente desde 1 % hasta 0. La probable posición de los átomos de carbono en la retícula

108

TRATAMIENTOS . TÉRMICOS. DE LOS ACEROS

tetragonal de cuerpo centrado de la martensita, según Lipson y Parker, se puede ver en la figura 97. Por calentamiento a- baja temperatura (50-250°), la retícula tetragonal inestable de la martensita se transforma en retícula cúbica idéntica a la del hierro alfa, precipitándose el carbono en forma de pequeñísimas partículas submicroscópicas. Para diferenciar ambos tipos de martensita, se llama martensita alfa a la de retícula tetragonal obtenida en el temple y martensita beta la ele retícula cúbica, obtenida calentando a baja temperatura 'a martensita alfa. Al examinar diferentes rnicrofotografías de aceros templados, se observa con sorpresa que algunas veces la martensita aparece oscura y en c a m b i o otras veces aparece blanca. Esto ocurre porque en el acero, templado, después de ser atacado por reactivos adecuados, la martensita queda poco c o l o r e a d a (martensita alfa) y es relativamente difícil Zorra de posib/e.situaero'n de apreciar las a g u j a s que la ¿os átomos ote /¡/erro componen (fig. 117). Para fa^ Probables poj/c/or/es de /os cilitar su observación, en algunas microfotografías, se preátomos de carbono senta la martensita después de F i g u r a 97 haber sufrido un ligero calenl'njDaljlc e s t r u c t u r a de la m a r t e n s i t a . tamiento a 50°-250°, que es más oscura y presenta muy destacadas las formas y detalles de sus agujas (martensita beta). En ti Capítulo I X , ((Revenido», se estudian también estas derivaciones de color de la martensita.

§

Por calentamientos a temperaturas inferiores a 400°, la martensita se transforma en troostita, siendo generalmente a 400° la transformación completa. A temperatura más alta, continúa el procese) de transformación y a partir de 400° comienza a formarse sorbita, y a 600° la estructura suele ser ya totalmente sorbítica. En las figuras 101 y 102, se puede observar que la dureza de las agujas de martensita es mucho mayor que la de la austenila.

CAP.

I V . — CONSTITUYENTES

MICROSCÓPICOS.

DE:

LO.S

ACEROS

F i g u r a 9S X 100

F i g u r a 99 X 500

F i g u r a 100 1

X 1.000

A g u j a s de martensita sobre un fondo blanco de austenita.

109,

110

T R A T A M I E N T O S . T É R M I C O S . DE L O S

ACEROS

Se hicieron diversas impresiones con la pirámide de diamante Vickers en un acero cuya estructura está formada por agujas de martensita y cristales de austenita, siendo la carga empleada de 2,5 gramos en la figura 101, y de 5 gramos en la figura 102. En esta

F i g u r a 101

F i g u r a 102

Ensayos de microdureza en un acero de C = l , 7 0 % ; Si = 0 , 1 4 % ;. Mr, = 0,45 %, constituido por agujas de martensita sobre ún fondo de austenita.

última se aprecia perfectamente las diferencias entre los tamaños de las huellas en ambos constituyentes que revelan la extraordinaria dureza de las agujas de martensita. 44.

Troostita

Es un agregado extremadamente fino de cementita y de hierro alfa. Se produce por enfriamiento de la austenita a velocidad inferior a la crítica de temple, o por calentamiento de la austenita o martensita a temperaturas inferiores a 400°. Aparece en ios aceros templadoá y revenidos a temperaturas in feriores a 400° y en el corazón dé grandes piezas templadas en agua, y de otras pequeñas templadas en aceite. Sus. propiedades físicas son intermedias entre la martensita y la sorbita. Es magnética. Tiene una resistencia de 140 a 175 K g / m m 2 , su dureza es de 400 a 500 Brinell, y el alargamiento de 5 a 1 0 % . El nombre de este constituyente fué dado por Osrnond en memoria del físico francés Troost.

CAP.

IV.—

C O N S T I T U Y E N T E S M I C R O S C Ó P I C O S . DE: LO.S

ACEROS

F i g u r a . 103 X 100

F i g u r a 104 X 500

F i g u r a 105 X 1.000

Nódulos negros de troostita sobre un fondo m á s claro de martensita,

111,

TRATAMIENTOS . TÉRMICOS. DE LOS

112

ACEROS

Es un constituyente nodular, obscuro (figs. 68, 103, 104 y 105), con estructura radial, y aparece generalmente acompañando a la martensita y a la austenita, situándose en los contornos de los cristales (figs. 93 y 130). La troostita se obscurece con más intensidad que ningún otro constituyente al ser atacada por cualquiera de las soluciones alcohólicas de ácido nítrico o pícrico. Examinada con .grandes aumentos, se puede apreciar la presencia de laminillas que revelan la existencia de una estructura análoga a la de,: la perlita,. orientadas hacia un nodulo central. En recientes, investigaciones, se ha encontrado que la distancia ínterlaminar, en la troostita, es aproximadamente de 1 0 0 ^ . A la troostita, que se colorea con la máxima intensidad al ser atacada por los reactivos ácidos, se le daba antiguamente ei nombre de osmondita, pero esta denominación ha sido completamente abandonada. La «Comisión de Nomenclatura del hierro y del acero de la Sociedad Internacional para el estudio y ensayo de materiales», definió la osmondita c o m o «el estado de transformación de la austenita, en el que la disolución, en el ácido sulfúrico diluido, se hace con mavor velocidad». También se consideraba a este constituyente corno límite arbitrario entre la sorbita y la troostita, apareciendo en los aceros al carbono cuando el revenido se hace a 400°. 45.

Sorbita

Es un agregado fino de cementita y hierro alfa. Se obtiene por enfriamiento de. la austenita a velocidad inferior a la crítica de temple o por calentamiento de la austenita, martensita o troostita entre 400° y 700°. Su resistencia es de 88 a 140 K g / m m 2 ; su dureza de 250 a 400 Brinell y su alargamiento es de 10 a 20 % . Es el constituyente de máxima resiliencia de los aceros. El nombre de sorbita fué dado por Osmond como recuerdo del metalurgista inglés Sorby. Con pocos aumentos aparece mal definida en forma de manchas difusas, pero con grandes amplificaciones se ve en forma de pequeños gusanillos y a veces como granos blancos muy finos sobre un fondo obscuro (fig.s 106 y 107). A veces se confunde con la perlita y aparece muy frecuentemente en la estructura de los aceros hipo e hipereutectoides normalizados o recocidos, pero se diferencia de aquélla por su aspecto más confuso. La distancia entre las laminillas que forman la sor"bita es de 100 a 'SÔ^p.. aproximadamente. . /

CAP. T V . — C O N S T I T U Y E N T E S

MICROSCÓPICOS

D E I.OS A C E R O S

113

Es el constituyente de casi todos los aceros forjados y ¡aminados, pues la velocidad de enfriamiento en estos procesos no suele ser suficientemente lenta para la formación de la perlita. También aparece este constituyente en muchos aceros tratados,

Figura

106

X 100 Sorbita

J»

Figura

107

X 500 Sorbita

y es el constituyente típico de los aceros templados y a temperaturas superiores a 400".

revenidos

En la actualidad y como consecuencia del mejor conocimiento de los procesos de nacimiento y desarrollo de los diversos constituyentes microscópicos, existe una gran tendencia a abandonar los clásicos nombres de troostita y sorbita, sustituyendo ambos por el de perlita fina, o constituyentes perlíticos (figs. 129 y 130). 8

TRATAMIENTOS . TÉRMICOS. DE

114

46.

LOS

ACEROS

Bainita

De todos los constituyentes que describimos en este capítulo, este que es.el ultimo que: se h-a-descubierto, no se ha citado al estudiar el temple de los aceros porque, aunque puede aparecer en ese tratamiento, creemos que al incluirlo hubiéramos complicado: aquella teoría. En cambio, se le dedica más atención al estudiar los tratamientos isotérmicos por ser el constituyente característico de uno de ..ellos conocido con el nombre de «austempering». Fué" Bain, al estudiar la transformación de la austenita a temperatura constante, quien primero lo clasificó con precisión.

F i g u r a IOS X 1.500. Bainita superior de aspecto arborescente, obtenida por la parcial transformación de la austenita a 540°. F.I fondo blanco es martensita.

En sus trabajos enfriaba una serie de probetas desde alta temperatura (estado austenítico) en baños de metales o sales fundidas y observaba las estructuras obtenidas después de haber mantenido el acero en el baño caliente períodos variables de tiempo (fig. 114). Los discípulos de Bain llamaron, en honor a su maestro, bainita a este constituyente que se forma en esa isotérmica transformación de la austenita, cuando la temperatura del baño de enfriamiento es de 250° a 600°. Desde un principio se diferenciaron dos tipos de estructuras. La bainita superior de aspecto arborescente (fig. 108), formada a £00o-550°, que difiere bastante de la bainita inferior, formada a más baja temperatura 250°-400°, que tiene un aspecto acicular bastante parecido a la martensita (figs. 109 y 110). Se ite, sin embargo, que no son dos tipos distintos de estructura, sino que es el mismo

CAP. IV.— C O N S T I T U Y E N T E S M I C R O S C Ó P I C O S . DE: LO.S A C E R O S

115,

producto que varía gradualmente de apariencia según la temperatura' de formación.

F i g u r a 109 X-2.500

Bainita inferior acicular, obtenida por la parcial transformación de uir acude 0,90 % de C, a 290": El fondo es martensita. .

Figura 110 X 2.500 B a i n i t a inferior, obtenida por transformación isotérmica de la austenita a 225". El fondo blanco es martensita.

En el próximo capítulo al estudiar la curva de la « S » , volveremos a referirnos con más detalle a este constituyente. 47.

Carburos

Son cuerpos muy duros que se forman al combinarse, algunos elementos especiales con el carbono. De acuerdo con su constitución, se pueden considerar tres clases diferentes:

116

T R A T A M I E N T O S . T É R M I C O S . DE

LOS

ACEROS

1.° L o s carburos simples que están formados por un elemento especial combinado con el carbono. 2.° L o s carburos dobles de un elemento especial y hierro, y 3.° Los carburos constituidos por mezclas isomorfas de un carburo simple con el carburo de hierro. A altas'temperaturas estos carburos pueden disolverse en el hierro y pueden formar, por lo menos parcialmente, solución sólida con la austenita. Se presentan principalmente en los aceros rápidos (fig. 111), aceros indeformables con alto contenido en cromo, etc. Siendo el cromo, tungsteno, molibdeno y vanadio los elementos que los forman . La extraordinaria dureza de los carburos se puede apreciar en la figura 112, en la que se ven las impresiones de la pirámide de diamante Vickers sobre dos carburos de gran tamaño y otras cuatro huellas en línea uniendo esos carburos, que han sido heFigura 111 chas s o b r e la matriz X 2.500 martensítica y que son Carburos en un acero rápido. mayores que las primeras, lo que demuestra que la martensita, a pesar de su gran dureza, es más blanda que los carburos. Una de las propiedades más importantes de los aceros con carburos es la facultad que poseen de conservar su dureza cuando son calentados a temperaturas relativamente elevadas, mientras que los aceros de carbono templados de estructuras martensítica se ablandan mucho más rápidamente. Por eso se utilizan esos aceros para fabricar herramientas que conservan su poder cortante aun trabajando casi al rojo. Observando estas estructuras con el microscopio, aparecen los carburos en forma de granos o glóbulos de color blanco brillante, parecidos a ia cementita globular.

CAP.

IV.

CONSTITUYENTES

MICROSCÓPICOS D E LOS ACEROS

I

Figura 112 Carburos sobre un fondo de martensita. Obsérvese las once huellas Vickers hechas para determinar la dureza de los micro-constitu-, yentes.

Figura liti X 2.500

Carburos dobles en un acero de 5 % de molibdeno. L a parte central blanca corresponde a los carburos aleados ricos en elementos especiales. L a zona parda exterior de los glóbulos, corresponde a cementila s'n aleación.

117

118


48.

LOS

ACEROS

Distribución y efecto de los elementos aleados

La presencia de elementos aleados: cromo, níquel, mohbdeno, tungsteno, etc., no se puede apreciar en el examen microscópico, por ser exactamente iguales las estructuras perlíticas, sorbíticas, etcétera, de los aceros al carbono que las de los aceros especiales. En cambio, después de idénticos tratamientos térmicos en los aceros aleados se obtienen estructuras diferentes a las de los aceros ordinarios dei mismo contenido en carbono, debido precisamente a la presencia de esos elementos especiales. Así, por ejemplo, un acero de 0,30 % de carbono es perlítico, .y en cambio uno de 0,80 % de carbono, 1 , 2 5 % de cromo, 5.% de níquel y : 0,60,% de molibdeno es martensítico; esto quiere decir que si cálenfamos ambos aceros a 850° y los dejamos enfriar al aire, el afcero al carbono aparece con estructura perlítica y el alead o con estructura martensítica ; pero examinadas aisladamente esas estructuras, no se pueden distinguir si son de un acero al carbono o de un acero aleado. Los diferentes elementos aleados se pueden encontrar en los aceros recocidos en alguna de las siguientes formas : 1.' 0

Disueltos

en

la

fcrrita.—El

Al,

Si,

Ni,

Ph

y

Co.

El

Cu

cuando no excede de 0,75 %.. El Mn y el Cr parcialmente cuando el acero es de bajo contenido en carbono. 2.° Combinados con el carbono.—Formando carburos especiales. El Ti, Va, Co y M o . También el Mn y Cr forman carburos algunas veces, según el contenido en carbono. 3.° Combinados con otros elementos.—Formando inclusiones no metálicas. El Si forma silicatos o silico-aluminatos de cal o de hierro, manganeso y cromo. El aluminio forma alúmina y silicoaluminatos. El titano puede presentarse en forma de óxido de titano y de nitruros y ciano-nitruros de titano. El manganeso formando silicatos y sulfuras. 4.10 Dispersos.—Formando cuerpos raros. El Cu, cuando su porcentaje es mayor de 0,75 % y el P b en algunos casos especiales. 49.

Ataque de las probetas

Para estudiar con el microscopio la estructura de los aceros, hay que destacar su microestructura. Examinando una muestra pulida, únicamente se distinguen las inclusiones no metálicas embebidas en una masa blanca y brillante, y algunas veces también se aprecia un ligero relieve que proviene de la desigual dureza d e

138,

CAP. IV.— C O N S T I T U Y E N T E S M I C R O S C Ó P I C O S . DE: LO.S A C E R O S

los constituyentes, siendo necesario atacar ligeramente la muestra para que aparezca su estructura cristalina. L o s reactivos de ataque más empleados para descubrir la estructura microscópica de los aceros son las soluciones alcohólicas de los ácidos nítrico y pícrico, denominados nital y picral respectivamente, y entre ellos son preferidos el Picral 4 y Nital ,3. La preparación de estos reactivos se hace de la siguiente forma : Picral

4. 4 partes de ácido pícrico y 96 partes de alcohol.

Nital

1. 1 parte de ácido nítrico y 99

;>

»

»

Nital

2. 2 partes

»

»

»

»

»

98

\Nital

3. 3

»

»

»

97

»

»

»

Nital

4. 4

i)

»

»

96

»

»

»

Nital

5. 5

»

»

»

95

»

'»

»

Aunque en muchos aspectos ambos reactivos Nital y Picral se comportan en forma parecida, sin embargo, el'nital es el más usado debido a que su acción es más rápida y es más fácil de preparar y conservar. Con cierta experiencia se encuentran diferencias en el uso de ambos tipos de reactivos que merecen ser tenidas en consideración. Para los aceros perlíticos recocidos observados con pocos aumentos, en los que aparece la perlita gruesa, el compoitamiento de las dos soluciones es igual. En cambio, en los aceros templados y revenidos cuando hay estructuras difusas de perlita, sorbita, etc., la diferencia es notable. Con el nital puede haber dudas de interpretación, sobre todo cuando la perlita es muy fina. En este caso, conviene utilizar picral, que revela con mayor claridad esta clase de estructuras. Para ciertos aceros aleados, que no se atacan bien con nital ni con picral, se puede utilizar partes iguales de Nital-2 y Picral-4. Cuando se utilizan grandes amplificaciones, es preferible el picral lo mismo para la perlita fina que para la gruesa, debido a que colorea la cementita ligeramente y se marca un claro contraste con la ferrita sin necesidad de ataque profundo. En las estructuras globulares, la utilización del picral es también ventajosa, pues ataca muy regularmente todá la superficie y el nital, en cambio, falla a veces en ciertas zonas. Resumiendo, se puede decir que las ventajas más importantes de los reactivos antes citados son :

120


PLCRAL

ACEROS

4.

1.° Muestra los máximos detalles en la perlita, martensita, bainita, martensita revenida y cementita globular. 2.10 Destaca la presencia de carburos sin disolver en la martensita. 3.° Es muy indicado para diferenciar la ferrita, martensita y las masas de carburo. 4.° Conviene utilizarlo para diferenciar la bainita ele la perlita fina. 5.'° Descubre las partículas de carburo en las envolventes de los cristales de los aceros bajos en carbono. N I T A L 1, 2, 3, 4 Y 5 .

1.° Se utilizan para observar los cristales de ferrita en lasretículas de los aceros bajos en carbono. 2.'° Producen el máximo contraste entre la perlita y los constituyentes proeutectoides cementita y ferrita. 3. c Suelen utilizarse para observar las envolventes de los cristales en los aceros de 4 % de silicio. 4.° Deben emplearse para IQS aceros al cromo, para cojinetes de bolas y aceros de baja aleación que resisten la acción del picral. 5.° Para destacar los cristales de ferrita en las estructuras martensíticas en las que aparece algo de ferrita. La duración del ataque debe variar según la estructura que se va a estudiar. Para los aceros perlíticos el ataque con el Nital 3 debe ser de unos 10 segundos y con el Picral de 20 segundos. Cuando el acero es sorbítico, bastarán 8 y 15 segundos aproximadamente. Para el acero troostítico 3 y 5 segundos son suficientes, siendo mejor en este caso usar Nital i ó 2 y prolongar la duración del ataque. Las estructuras martensíticas deben ser atacadas durante 5 segundos con Nital 5 y durante 10 segundos con Picral. Estos tiempos convienen únicamente para los aceros al carbono, cuando se trata de aceros especiales, hay que prolongar más ef ataque y a veces conviene modificar el método.

CAPITULO

C U R V A

DE

V

LA

«S»

50. Para el estudio de los tratamientos térmicos, principalmente el temple, normalizado y recocido de los aceros, es muy interesante la representación gráfica ideada por Bain y Davenport, destacados-

Segundos

Figura-114 Esquema del proceso que se utiliza para determinar la curva de la «S» de los aceros.

metalurgistas de United States Steel Corporation Research L a b o ratory, llamada por unos curva de la « S » , debido a su forma carac-

122


LOS

ACEROS

terística, y por otros diagrama o curva T T T (temperatura, tiempo, transformación) y también diagrama de transformaciones isotérmicas de la austenita, que señala a diversas temperaturas, el tiempo necesario para que se inicie y complete la isotérmica transformación de la austenita en otros constituyentes. Estas curvas se pueden determinar estudiando el proceso de transformación de la austenita a temperatura constante. Los ensay o s se realizan con una serie de probetas de acero de pequeñas dimensiones que se calientan a una temperatura ligeramente superior a la crítica Ac 3 o Ac o m ; luego, se intioducen rápidamente en un baño de sales o de metal fundido, consiguiéndose después de cierto tiempo de permanencia del aceró a esa temperatura, la transformación de la austenita: El ensayo se completa efectuando otras experiencias en baños de sales o de metales fundidos, a temperaturas Variables desde 720°, hasta la temperatura ambiente. 51.

Métodos utilizados para la determinación de la curva de la «S» en los aceros

Realizados los ensayos en la forma señalada anteriormente, y sacando a intervalos sucesivos de tiempo las probetas del baño caliente y enfriándoJas rápidamente en agua lo más fría posible (figura 114), se puede conocer el porcentaje de austenita transformada v la clase de estructura obtenida en la transformación. Por efecto del rápido enfriamiento, la austenita que estaba sin transformar, se convierte en martensita, v los constituyentes formados a alta temperatura por transformación isotérmica de un cierto porcentaje de austenita, se conservan después del rápido enfriamiento, en el mismo estado que tenían cuando fueron sacados del baño caliente. Examinando luego las muestras al microscopio Figura 115 (figs. 117 a 122), se pueden estuX 500 diar las estructuras obtenidas y Cristales de austenita en un acero de : conocer el tiempo necesario para C r = 18 % ; . Ni = 8 %. (Vilella.) que comience la transformación de la austenita, el que se necesita para que se transforme un 2o % , un 50 % , un 75 % y por

CAP.

V.—CURVA

DE

X.A

«S»

123

fin para que la transformación sea total. En la figura 115, se ve el aspecto que tienen a la temperatura ambiente, los cristales de .austenita de un acero de 18 % de Cr y 8 % de Ni. Para determinar la curva de la « S » de los aceros, también se suelen utilizar métodos dilatométricos. En la figura 116 se ve una instalación muy simple y muy empleada para estas determinaciones. El •ensayo se comienza colocando la probeta de' Circulación •acero que se va a ensad.e acjua yar en el fondo de un tubo de cuarzo, provisto de una abertura lateral para que la transmisión del calor a la probeta de •acero se haga rápidamente. T o d o el conjunto se introduce luego en un horno vertical, donde se •calienta el acero a una temperatura ligeramente superior a la de austenización. Las variaciones de longitud de la probeta se transmiten a un re-< loj micromètrico por med i o de una varilla de •cuarzo. Para evitar que el calor llegue al micròmetro, se coloca sobre la tapa del horno un Figura u f i anillo refrigerado inteMontaje del dilatòmetro para estudiar la transformación riormente por agua en isotérmica de la austenita. •circulación. Después de igualada la temperatura en la: probeta de acero, se saca todo el •conjunto y se introduce rápidamente en otro horno, también vertical, donde hay un baño de sales o plomo fundido, cuya tempera* tura es precisamente la que se ha fijado para estudiar ia transformación de la austenita. Al descender la temperatura, el acero, de acuerdo con las leyes de dilatación y contracción térmica, se contrae, y luego, al cabo de cierto tiempo, se inicia la dilatación de la pro-

124


LOS

ACEROS

beta, que señala el principio de la transformación de la austenita aue termina al cesar esa dilatación.

Figura

117

Figura

A ios diez segundos no ha comenzado la transformación de ia austenita. Por efecto del rápido enfriamiento de la probeta en a g u a , aparece una estructura martensítica.

11S

Comienza la transformación de austenita en perlita a los cinco minutos y r'jicuenta segundos.

Figura 119

Figura

Un 25 % de austenita se ha transformado en perlita, a los diecinueve minutos y diez segundos.

120

Se ha efectuado la transformación de un 50 % de austenita, a los veintidós miñutos. X 500

Microfotografías de un acero de 0,90 % de C, calentado a 760°, enfriado luego rápidamente en un baño de sales a 705° y

mantenido a esa temperatura

durante diferentes

períodos

de tiempo y enfriado luego rápidamente en a g u a miiy fría. (Vilella.) (Siguen fígs. 1 2 1 y 1 2 2 )

CAP.

V.—CURVA

DE

X.A

«S»

125

Las microestructuras de las figuras 117 a 122 corresponden a un acero de 0,90 % de carbono que ha servido para estudiar la transformación isotérmica de la austenita. En la figura 117 todavía no ha comenzado la transformación, la figura 118 corresponde al comienzo de la formación de los primeros cristales de perlita, que es el producto obtenido al transformarse la austenita a 705°. En la figura 119 se ve que al cabo de 19 minutos y 10 segundos, existe ya un 25 % de perlita. El f o n d o blanco sobre el que destaca la perlita es martensita, que se

Figura

121

S e lia' transformodo un 75 % de austenita, a los veinticuatro minutos y diez segundos.

Figura

122

L a transformación de la austenita en perlita es completa, a los sesenta y seis minutos y cuarenta segundos.

ha obtenido al enfriarse rápidamente la parte de austenita que quedaba sin transformar, después de permanecer el acero a 705° durante 19 minutos y 10 segundos. El avance de la transformación se observa en las figuras 120 y 121, y por fin en la figura 122 se ve que toda la austenita se ha transformado en perlita al cabo de 66 minutos y 40 segundos. Si se hubiera empleado otra temperatura de ensayo, el proceso sería parecido, pero la duración habría sido distinta y también diferente la microestructura obtenida al final de la transformación. Empleando los procedimientos citados anteriormente, se puede determinar para cada temperatura el período de incubación, o sea,

126


LOS

ACEROS

el tiempo necesario para que comience a efectuarse la transformación de la austenita y el tiempo que transcurre hasta que la transformación es completa. Los resultados obtenidos en los ensayos, se' He-

1.000

Trans}-or ma c ion

'

t min. ' i

lhor. I

Figura Curva

L-

Idia Isam. - o .to8 ,6 lo Segundos

123

de la «Su y constituyentes microscópicos resultantes la transformación isotérmica de la austenita.

en

van sobre un diagrama, en él que en ordenadas se señalan temperaturas y en abscisas los tiempos en escala logarítmica. De esta forma se obtienen dos curvas en forma de « S » (figs. 123 y 124),

CAP.

V.

CURVA

DE

LA

127

«S»

700

Proceso

y r <2 s ul ! a d o

d a

la Ironsformocion de la o u s H e n i t a a temperatura constante . A c e r o eatecto'ide

0,9%

C.

ÌOO

Re.56

200 Re.60

RE. 6 4

IO r Tiempo F i g u r a 124 Curva

de la «S» de un acero de 0,90 % de C .

to' en

sequndes

128


LOS

ACEROS

-de las cuales, la de la izquierda, señala para cada temperatura el tiempo que tarda en comenzar la transformación, y la de la derecha e; tiempo necesario para que toda la austenita quede transformada -en otros constituyentes más estables. En el diagrama de transformación isotérmica del acero eutectoide, se señala una línea horizontal Ae 1 ( que limita la zona de estabilidad ele la austenita. Siempre que el acero se encuentra a una temperatura superior a Ae x , puede permanecer indefinidamente a esa temperatura sin que se inicie ningúrf cambio o transformación. En cambio, si se mantiene el acero a temperaturas inferiores, la austenita comienza a. transformarse al cabo de cierto tiempo en otros constituyentes. 52.

Transformación peraturas

isotérmica de la austenita a diversas tem-

A C E R O E U T E C T O I D E . — E x a m i n a d o la curva de la « 3 » de un acero •al carbono de 0,90 % de C (figs. 12-3 y 124), se ve que a temperaturas ligeramente inferiores a A e i ; la.austenita tiende a descomponerse en agregados de ferrita y cementita, como son la perlita, sorbita, troostita, etc. Cuando las temperaturas de transformación son próximas a A e r , la formación de perlita es muy lenta, comienza al cabo de varios minutos después de introducida la probeta en el "baño, y necesita cerca de un mes para que la transformación sea -completa. En cambio, en la zona de 525° a 575° la transformación es muy rápida, comienza, antes de un segundo y es completa a los cuatro •segundos aproximadamente ; a 500° se inicia al cabo de un segundo v termina a los 12 segundos. A temperaturas más bajas, el comienzo y fin de la .transforma•ción se retarda, y a 180°, aunque el comienzo ocurre a los 2 ó 3 minutos, la transformación completa requiere varios días. Por fin, por debajo de 125°, el comienzo y fin de la transformación vuelve a ser rapidísimo. Hemos visto, por lo tanto, que hay dos zonas en las que las transformaciones son bastante lentas, una situada debajo, del punto Aej (720o-700°), v otra entre 250° y 150°; existiendo también otras dos zonas de rápida transformación, una entre 600c y 500° y otra por debajo de 125°. A C E R O S H I P O E H I P E R E U T E C T O I D E S . — E n los diagramas de transformación isotérmica de estos aceros, existen en la zona superior nuevas líneas de transformación, que no existían en el diagrama del

CAP.

V.—CURVA

DE

X.A

129

«S»

acero eutectoide, situadas a la izquierda y encima de las ya conocidas, que señalan el comienzo de la transformación de parte de la austenita en ferrita o cementita proeutectoide (figs. 125 y 126). En el diagrama de la figura 125, la línea Ae 3 limita la zona de estabilidad de la austenita. A temperaturas comprendidas entre A e s Temperatura de ausienización 900° Grano fino (núm. 8-9)

Temperatura de austeniz;ición Grano fino (núm. 7)

Temperatura

980° Dureza

Temperatura

RoekwetK

» 200'

roo'

o'

í í

0.5 1 2 5 10

?f

ss

to'

10*

Figura

125

ss

10*

í /

10'

Tiempo

en

0' 10'

35 2 5 25 25 t£

0.S 1 2 S 10

ti'

10'

sey.

Curva de la «S» de un acero níquel-niolibdeno de : C = 0 , 1 6 % ; Ni = 3 , 3 6 % ; Mo = 0,19 %

Figura

10*

10' 10' Tiempo en sey.

120

Curva de la «S» de un acero níquel-moiibdeno de : C = 0,97 % ; Ni = 3,35 % ; Mo = 0,20 %.

v A e i ; la austenita puede transformarse únicamente en ferrita, señalando la curva superior del diagrama el tiempo necesario para que a cada temperatura se inicie esa transformación. En ambos diagramas la transformación de la austenita en perlita, se efectúa siempre a temperaturas inferiores a A e j . 53.

Constituyentes microscópicos que aparecen en ¡as transformaciones isotérmicas de la austenita

Comenzaremos el estudio de las características de los constituyentes que aparecen en estas transformaciones señalando en los diagramas isotérmicos de acuerdo con la teoría de IT. Jolivet tres zonas principales : la superior, la intermedia y la inferior, caracterizada cada una de ellas por la forma de efectuarse la transformación. (En algunos aceros aleados, estas zonas se marcan también muy claramente, porque quedan separadas entre sí por franjas ele relativa estabilidad de la austenita.) a


130

LOS

ACEROS

La primera zona se halla en los diagramas, justo debajo de lalínea Ae x ; la inferior corresponde a la zona de formación de 11141tensita, y la intermedia se halla en el intervalo comprendido entre las dos citadas anteriormente. En la zona superior y probablemente también en la intermedia, los. cristales que aparecen como consecuencia de la transformación de la austenita nacen y se desarrollan por formación de núcleos y posterior crecimiento de los mismos. L.os gérmenes de C r i s -

Figura 127 X

75

Nacimiento dé cristales de tipo peWHtico en los contornos de los primitivos cristales de austenita en un acero eutectoide.

F i g u r a 128 X

300

Cristales de fereila, desarrollados en Ja retícula de los primitivos cristales de austenita en un acero hipoeutectoide.

talización brotan generalmente en los'contornos de los cristales de austenita (fig. 127), ejerciendo las velocidades de núcleación v de crecimiento gran influencia en el proceso de formación de las nuevas estructuras. En la zona superior perlifica por ser la velocidad de núcleación o germinación lenta y la de crecimiento kipida, aparecen pocos cristales, que son además de estructura grosera. En cambio, en la zona de la nariz de la « S » , por ser 1a velocidad de núcleación muy rápida y la de crecimiento pequeña, aparecen numerosos cristales poco desarrollados y muy finos. En los aceros eutectoides la transformación de ia austenita se

CAP.

V.—CURVA

DE

X.A

«S»

131

inicia en las zonas superiores con la formación de núcleos o centros de cristalización (de ferrita o cementita), que sirven de base para el desarrollo y crecimiento de las nuevas estructuras ; los constituyentes que se forman en ambas zonas, se diferencian entre sí porque en la zona superior los primeros núcleos o centros de cristalización que se forman son de cementita y en la segunda son de ferrita. El comienzo de la formación de los cristales en la zona superior (perlita, sorbita, troostita, etc.), se inicia por la cristalización de finísimas láminas de cementita, junto a ias que se forman otras de ferrita, continuando luego el nacimiento ele sucesivas láminas ele uno y otro constituyente. En esta zona ele transformación,„además de las estructuras clásicas ya conocidas, aparecen otras' nuevas de tipo granular, que con el empleo de graneles aumentos'han. podido descubrirse recientemente'. En el grupo intermedio,(bainita), se iniciaren cambio, primero la cristalización ele las agujas de ferrita, junto a las. que progresa luego el desarrolló de los otros constituyentes. En la tercera zona la transformación se verifica ^casi instantáneamente, no existiendo ninguna ele las citadas fases de nucleación ;y crecimiento. Antes de comenzar el estudio detallado de cada una de-ias zonas de transformación, aclararemos que al hablar ele estos' procesos se señalan marcados límites de nacimiento v desarrollo de los diversos constituyentes, aunque en realidad existe gran continuidad en la formación de las diversas estructuras, por lo que aparecen con frecuencia mezcladas unas con otras y algunas veces suele ser bastante difícil su identificación.

ZONA Estructuras ]

SUPERIOR laminares

l erlita.—El espesor ele las láminas ele la perlita es tanto mayor cuanto más elevada es la temperatura de transformación, disminuyendo su distancia interlaminar, aumentando la dureza y haciéndose la estructura cada vez más fina al descender la temperatura de formación (fig. 129). Si la transformación se verifica a temperaturas inferiores, pero muy próximas a Ae 1 , como la duración ele la transformación es muy larga, la cementita no adopta la clásica disposición laminar, sino que se presenta en forma globular, sobre todo si se han empleado temperaturas ele austenización m u y próximas ai punto A c M 1 .


132

Sorbita

y

troostita

(constituyentes

LOS

ACEROS

laminares).—Aparecen

a

tem-

peraturas inferiores a las de la perlita, y aunque también están formadas por láminas alternadas de cementita y ferrita, sus estructuras son mucho más finas que las de la perlita, tanto que sólo en algunos casos y con grandes amplificaciones se pueden distinguir las láminas que las componen. El crecimiento de la troostita es nodu"C

Figura .Variación

129

de la distancia interlaminar de la perlita en [unción de su temperatura de formación.

lar, presentando una estructura característica dirigida hacia el centro de cristalización, estando formada unas veces por zonas radiales, en las cuales las láminas son paralelas (fig. 130-b), o por láminas orientadas radialmente desde *el centro de los nodulos (figura 130-c). Estructuras

granulares

Las estructuras granulares, conocidas también con el nombre de granulita, aparecen a temperaturas muy próximas a la nariz perlítica de la « S » y son tan parecidas a la troostita, que con frecuencia se confunden, a pesar de que su estructura interna es muy diferente. En general, son difíciles de encontrar y no se presentan más que raras veces en las estructuras de los aceros. Aparecen claras y bien definidas únicamente en algunos aceros eutectoides e hipereutectoides, al efectuarse la transformación en la parte inferior de la primera zona donde la velocidad de transformación es rapidísima. En algunos aceros las durezas de estos constituyentes'süelen ser

CAP.

V.—CURVA

DE

X.A

133

«S»

ligeramente inferiores a las de las estructuras perlificas finas, formadas a temperaturas un poco más elevadas.

6)

o) Perlita

Troostita.

laminar.

d)

'

Estructura g r a n u l a r do desarrollo nodular.

e)

¡)

Estructura granular de des-

Estructura g r a n u l a r de des-

arrollo

arborescente.

Figura Representación

Troostita.

arrollo

acicular.

130

esquemática de los constituyentes microscópicos que aparecen superior de la curva de la «S». (Jolivet.)

en

la

zona

Nodular.—Este es el tipo de estructura granular que aparece a temperatura más elevada. Se presenta en forma de nodulos de superficies convexas (fig. 130-d), que puede considerarse como una evolución de los nodulos de troostita laminar, de la que, sin em-

134


ACEROS

bargo, se diferencia porque su estructura interna es de tipo granular (fig. 131). " Se observa que la superficie de los nodulos o al menos ciertas regiones, son más fáciles de colorear por el ataque con reactivos ácidos que la t'roostita. Con muchos aumentos, se puede apreciar en su interior finísimos glóbulos de cernentita, que son fácilmente atacados por los reactivos ácidos. Arborescente.—Cuando la temperatura de transformación es un poco más baja, la estructura de los glóbulos es más fina y más coloreadle por los reactivos de ataque. Al mismo tiempo, el contorno

Figura

131

X1.000 Estructura granular de f o r m a nodular en un acero d e : C = 0,65 % ; C r = 0,75 % ; Ni = 2,75 Mo = 0,G0 uo, obtenida por transformación isotérmica a 600° durante dos horas y quince minutos. (Jolivet.)

Figura X

132

1.000

Estructura granular arborescente en un acero d e : C = 0,75 % ; Mn = 0,70 % ; C r = 1 % ; Mo=0,60 %, obteivda por transformación isotérmica a 550° durante tres lloras. (Jolivet.)

convexo de la estructura nodular es reemplazada por formaciones orientadas con entrantes y salientes (figs. 13'0-d y 132). Por su aspecto arborescente; recuerda las dendritas formadas en los lingotes de acero en el proceso de solidificación. Acicular.—A temperaturas todavía más bajas, los granulos de cernentita se desarrollan acicularmente en la dirección de los planos cristalográficos de la austenita, adoptando un aspecto muy parecido al de ias estructuras Wiclmanstátten (fig. 130-/).

CAP.

V.—CURVA

DE

X.A

135

«S»

Ferrita

En los aceros hipoutectoides la transformación de ia austenita se inicia por germinación y crecimiento de cristales de ferrita. En general, la cantidad de ferrita proeutectoide obtenida decrece al descender la temperatura de transformación y llega casi a cero en la nariz, lo cual equivale a decir que las estructuras laminares formadas a baja temperatura contienen menor porcentaje de carbono que las

Figura

. Figura: 134.

133

x1.500

X750 Cristales de ferrita en un acero hipoeutecloidc en el que la t.&nsformación .-e ha efectuado isotérmicamente. Se puede observar que el crecimiento á lo largo
Constituyente . C = 0,113 % ;

X,

en

un

Ni = 3,36 % ;

acero de : Mn = 0,52 % ;.

Mo = 0,20 %.

formadas a temperaturas más elevadas. El crecimiento y desarrollo de los constituyentes en eslos aceros es más complejo que en los eutectoides y se presentan dos procesos de formación diferentes. A temperaturas próximas a Ae ; j , los cristales dfí ferrita nacen, c o m o liemos explicado anteriormente, en los bordes de los antiguos cristales de austenia y luego se ensanchan y se desarrollan a lo largo de las uniones de los granos (fig. 128). Cuando la austenita se transforma a temperaturas más bajas, el número de cristales de ferrita aumenta y su tamaño disminuye, y

136


LOS

ACEROS

aunque siempre el crecimiento y desarrollo de los cristales se efectúa principalmente en la dirección de los planos cristalográficos, cuando la temperatura de formación es próxima a la de la nariz de la perlita, se pueuen ver tamoien algunos cristales ele Cernía dirigíaos y orientados hacia el centro de los primitivos cristales de austenita. ZONA

INTERMEDIA

El constituyente característico de esta zona es la bainita. Al principio, esta denominación se hizo extensiva a cualquier constituyente formado a temperaturas comprendidas entre 600° y 250°, pero en la actua-lidad se agrupan a todos los constituyentes que apa-

Figura

135

Figura

136

X 2.500

X 2.500

Bainita superior obtenida en la transformación isotérmica a 550o d e un acero de 0,80 % de carbono.

Bainita inferior acicular muy fina obtenida en la transformación isotérmica a 350° de un acero de 0,80 % de carbono.

recen en esa zona bajo la denominación de estructuras Se llama bainita superior a la formada de 600° a 450° mente (figs. 108 y 135), v bainita inferior a la que se baja temperatura entre 250° a 450°, que tiene aspecto marcado y es más fina (figs. 108, 109, 110 y 136).

intermedias. aproximadaforma a más acicular más

Constituyente X.—Recientemente se ha descubierto en la zona de temperaturas, correspondiente a la formación de la bainita en algunos aceros aleados, un nuevo constituyente al que Davenport dió el nombre de «Constituyente X » . Está formado por agujas de ferrita y se presenta en algunos aceros en los que la transformación ele la austenita en la zona de la nariz de la bainita se inicia con la precipitación ele cristales de ferrita, que presentan un aspecto, mar-

CAP.

V.

CURVA

DE

I.A

137

«S»

cadamente acicular (fig. 134), muy semejante a ia estructura de W i d manstátten en los aceros en bruto de colada. Bainita superior.—Está constituida por una serie de agujas de ferrita y cementita paralelas de contorno más o menos arborescente (figs. 108 y 135). Las agujas de ferrita actúan como centros de cristalización, desarrollándose junto a ellas y paralelamente otra serie de agujas separadas entre sí por un borde de cementita. Temperalu.ro«

Tiempo*

en

escala logarítmica Figura

137

Avance de las transformaciones de la austenita. En la zona martensítica del diagrama, ^ e ha introducido la modificación debida a Morris Cohem. Ba inita injerior.—Al descender la temperatura de transformación de la austenita, se inicia en el contorno de la bainita una evolución desde el tipo arborescente al acicular. La estructura también se modifica gradualmente y llega a ser tan fina que no se puede apreciar más que con grandes ampliaciones. El aspecto acicular de las agujas se acentúa, decrece su tamaño y tienden a desarrollarse únicamente en determinadas direcciones (figs. 109, 110 v 130).

138


ZONA

LOS

ACEROS

INFERIOR

Cuando la austenita en el enfriamiento llega a una cierta temperatura que depende de la composición del acero y que generalmente se encuentra en la zona de 350° a 50°, se inicia la transformación en martensita. El proceso de formación de las agujas de martensita es completamente distinto de los citados anteriormente. Es casi instantáneo y no existen períodos de nucleación y crecimiento. Hay un rapidísimo cambio de disposición de los planos atómicos de la austenita, transformándose la retícula cúbica de caras centradas, del hierro gamma, en martensita de retícula tetragonal de cuerpo centrado, que contiene pequeñas cantidades de carbono en los espacios intersticiales. 54.

Avance de la transformación de la austenita

En la figura 137 se puede observar las diferentes líneas que señalan el avance de la transPredacto transformado Alustom'la formación, gracias a las cuales-se conoce cuándo se | 1 Mi. HTJIII| |ll|llll| UHM% 1 Torm/no 75ha c o n s e g u i d o el 25 %, 50 %, 75 % o la total trans! i formación de la austenita. 25 i Empieza, ] \ Las curvas correspondieni O tes a las zonas de transformaciones perlítica y bainítica, se suelen llamar curvas C, debido a su forma especial, observándose que en esa zona la transformación avanza con el tiempo cuando permanece la temperatura constante. En general, la transfor! J: mación efe la austenita se i "linll li ililiiiil i ilni inicia bastante lentamente T/empo e/7 segundos y luego se acelera cuando Figura 138 se llega a la zona de 15 % a 60 % de producto transC u r v a de la «S» de un acero de 0,40 % de C y 3,5 % de Ni y avance de la transformación isotérformado (fig. 138-fl). mica a 370°. Al final, cuando ya "se ha efectuado la transformaoión del 80 ,% y 90 ré de la austenita, la transformación vuelve'

CAP.

V.—CURVA

Dlì

LA

US))

139

a ser más lenta. En un acero de 0,50 % de C y 3,50 % de Mn, Bain determinó que la velocidad de la transformación, al alcanzarse el 60 % , es aproximadamente el doble que la correspondiente al momento en -que se había conseguido el 30 % ; entre 80 % y 90 % es seis veces menor que la correspondiente al 30 %, y a partir de 90 % es diez veces menor. En la zona inferior de los diagramas dé las figuras 137 y 138, que corresponde a la transformación de la austenita en martensita, aparece una modificación, con respecto a la curva de la «S», anteriormente estudiada (figs. 123 y 121). Esta variante, que ha tenido gran aceptación, se debe a Morris Cohem y tiende a facilitar la interpretación de los fenómenos que ocurre en el temple de los aceros. Algún tiempo después de iniciados los primeros trabajos, relacionados con la curva de la «S», se modificó la idea que se'tuvo en un principio sobre la transformación de la austenita en martensita, derivada de los resultados obtenidos en las Temperaturas transformaciones iso300 térmicas. Se ha com—r MS probado que la formación de la martensita no depende, como la 250 de perlita, sorbita, troostita y bainita, del tiempo, sino exclusivamente de la tempeZOO ratura, y por lo tanto, las líneas que señalan el avance de la transMF 1 ( ¡ l i l i i i i i 1 fSO formación de la mar60 80 tOO 40 20 tensita difieren de las % de /fartensitei transformada de aquellos constituF i g u r a 139 yentes y son horizontales como se señala Avance de la transformación de la austenita en martensita, al disminuir la temperatura de un acero de :' C = 0 . 4 5 % ; en la figura 137. La M n = 0 , 7 1 % ; C r = 0,S5 % ; N i = 1,80 % ; M o = 0 , 2 2 %• transformación de la martensita comienza, para una composición determinada, v una misma temperatura de austenización, siempre a la misma temperatura. Así, por ejemplo, en un acero en que se inicia la "formación de la martensita a 280° {fig. 139), cuando la temperatura desciende a 250°, se ha efectuado


140

LOS

ACEROS

va la transformación, de un 25 % de austenita en martensita y no avanza o avanzanl>jnt.íg¡mámente la transformación si se mantiene esa temperatura constante durante mucho tiempo. En cambio, la transformación avanza al descender nuevamente la temperaturaCada acero tiene, por lo tanto, una temperatura crítica M s (punto A r " ) , en la que se inicia la transformación de la austenita en martensita, que es independiente de la velocidad de. enfriamiento. El porcentaje de martensita que se transforma, aumenta al descender la temperatura del acero hasta llegar a una temperatura M P , en la que se ha transformado ya el 100 % y corresponde, por lo tanto, al fin de la transformación. Las temperaturas M s de los aceros pueden conocerse con por medio de la siguiente fórmula :

bastan-

te aproximación

M s = 500 - 350 (°/o C) - 40 '„ Mn) - 35 ( % V ) - 20'(% Or) - 17 (°/„ Ni) - 10 ( % Cu) - 10 (?/„ Mo) - 5 (% W ) + 15 (o/0 Co) + 30 (°/„ Al) C o m o se ve el carbono es el elemento que más influencia ejerce en el descenso de la temperatura de aparición de la martensita, el tungsteno, molibdeno y cobre los que menos, y el manganeso, vanadio, cromo y níquel ejercen una influencia intermedia. El aluminio y cobalto la elevan y el silicio no ejerce influencia sensible. La temperatura M s se modifica, al variar la temperatura de austenización. 55.

Factores que modifican el diagrama de las transformaciones isotérmicas de la austenita

La composición química de un acero y en especial el contenido de elementos aleados, es el factor que influye más decisivamente en la forma y situación de la curva de la « S » . Para una composición determinada, el tamaño de grano y la homogeneidad de la.austenita, ejercen también una gran influencia. I N F L U E N C I A D E LA C O M P O S I C I Ó N . — L o s primeros estudios de transformación isotérmica de la austenita se hicieron con aceros eutectoides, pero luego, muy pronto, se determinaron las curvas de transformación de otros tipos de aceros, y en la actualidad existen ya diagramas de gran número de ellos. En las figuras 140 y 141 se puede observar el efecto del manganeso sobre la forma y posición de la curva de la « S » . La figura 140 corresponde a un acero de 0,35 % de carbono y 0,37 '% de manganeso, y la figura 141 a otro acero con el mismo porcentaje de car-

CAP.

V.

CURVA

DE

I.A

141

«S»

bono y mayor contenido en manganeso. Se ve que la curva ha sido desplazada hacia la derecha y que el nivel de todas las transformaciones se ha retrasado y ha descendido. Este desplazamiento es característico de los metales que, como el manganeso, forman solución sólida con la austenita ; en general, al aumentar el contenido de la aleación, se retrasa el comienzo de las transformaciones y es también mayor el tiempo necesario para que se complete. En algunos diagramas, en lugar de marcarse Temperatura de austenización 850" Grano mixto (N.o 2-3 (75 %), N.« 7-8 (25 %))

Temperatura de austenización S50" Grano mixto (n.o 7 (70 %) y n.o 2 (30 %)) re/n/ienlunss

Tempera turas

Títtrtpos

Figura

140

C u r v a de ¡a «Su de un acero de 0,35 % de carbono y 0,37 % de manganeso.

Figura

141

• C u r v a .le la «Su de un acero de 0,35 % de carbono v 1,85 % de manganeso.

las zonas de perlita, troostita y bainita, se señalan en la región de productos transformados, únicamente las zonas de ferrita y carburo (cementita), que son los constituyentes que en definitiva componen las microestructuras a que hacemos referencia. Aunque todas las adiciones de elementos de aleación tienden, en general, a retardar el comienzo de las transformaciones y aumentar la duración de las mismas, el efecto y magnitud de la influencia de los diversos elementos es diferente de unos casos a otros. Los elementos que forman carburos, tales como el cromo y el molibdeno, aun en pequeños porcentajes, son la causa de que en algunos diagramas aparezcan dos narices : una correspondiente a la transformación perlítica y otra a la bainítica (fig. 143).

142


LOS

ACEROS

En. estos aceros hay que- considerar, dos zonas de templabilidad : la perlítica y la bainítica, pudiendo ser una u otra la que señale la velocidad crítica de temple, que en definitiva, dependerá de la situación relativa de las narices de las curvas correspondientes a esas estructuras. Esto ocurre porque estos elementos de aleación actúan más intensamente en las regiones perlíticas que en las bainíticas de la Temperatura de auslenización Grano fino (n.o 6-7)

S75°

Temperatura de austen ización, S50° Grano fino (n.° 7-8)

Tumpoi Figura 142 Curva de la nSii de un acero de 0,33 % de carbono, 0,45 % de manganeso y 1,97 % . d e cromo.

Figura

143

Curva de la ciSü de un acero d e : C = 0,41 % ; Mn = 0,61 % ; Cr = 0,68 % ; Ni = l,S0 % ; M o = 0 , 2 5 %.

curva de la «S», desplazándolas más o menos hacia la derecha según los casos....Así, por ejemplo, mientras la influencia del manganeso es casi la misma en ambas zonas, la acción del molibdeno es aproximadamente 10.000 veces más intensa para retrasar la zona de la perlita que la de la bainita. La figura 142 representa el diagrama de un acero de 0,33 % de carbono, 0,45 % de manganeso y 1,97 % de cromo. Por comparación con el acero al carbono de la figura 140, se ve que la adición de 1,97 % de cromo, no sólo ha desplazado la curva hacia 1a derecha, sino que la forma de la curva también ha cambiado. El tiempo para la completa transformación ha aumentado extraordinaria-

CAP.

V.

CURVA

DE

I.A

« S » 162

mente en la región de temperaturas correspondientes a la perlita, y en cambio el aumento ha sido menor en la región de formación de la bainita. Los diagramas de los aceros aleados son bastante complejos, como lo son también el mecanismo de las reacciones de transformación. En algunos de ellos se observa que la estructura perlítica se forma por encima y por debajo deda nariz perlítica (fig, 142), lo cual no ocurre en los aceros al carbono y aleados con níquel y manganeso, en los que la perlita sólo se forma a temperaturas superiores a la nariz. En algunos aceros hipoeutectoides aleados se presenta también la anomalía de que la ferrita se forma también por encima y por debajo de la nariz de la perlita, llegando a presentar nariz propia" (figura 143). Este fenómeno de la nariz de ferrita se suele presentar en los aceros al cromo. La figura 143 representa el diagrama dé la «S» de un acero cromo-níquel-mol i bdeno de: C = 0 , 4 1 % ; Mn = 0 , 6 1 % ; C r = 0 , 6 8 r % ; Ni = 1,80 % ; M o = 0 , 2 5 % . Se observará que, aunque el contenido de elementos de aleación Temperaturas de austenización : es pequeño, la curva ha siGrano fino, 850° Grano grueso, 1.100° do desplazada hacia la derecha, más todavía que para TT7T1 ZocAwel/C el acero de 1,97 % de cromo. Como resumen podemos decir, que en general, los elementos de aleación retrasan el comienzo y fin de la transformaciones y modifican su forma, siendo además su efecto acumulativo, es decir, que la influencia aislada de cada uno ele ellos se marca más intensamente cuando hay presente varios elementos. Tiempos EFECTO

DEL

TAMAÑO

DE

GRANO.—El t a m a ñ o d e g r a -

. F i g u r a 144 Influencia del tamaño del grano en el diag r a m a de transformaciones isotérmicas de un acero d e : C = 0,37 % ; Mn = 0,72 % ; C r = 1,'OS % ; Mo—0,22 %.

no ejerce también influencia en la situación de la curva de la <¡S>>. Al aumentar el tamaño de los cristales, disminuye la velocidad crítica de tem-

144


ACEROS

pie y se retrasa también el comienzo y el fin de la transformación, desplazándose la curva de la « S » hacia la derecha, como puede verse en la figura 144, que corresponde a un acero de : C = 0,37 % ; 56.

Mn = 0 , 7 2 % ;

Cr = l,05 % ;

M o = 0,22 %

Relación entre las transformaciones de la austenita en los enfriamientos continuos y las transformaciones a temperatura constante

En los párrafos precedentes" se han descrito las variaciones que la microestructura, y por lo' tanto, las propiedades de los aceros experimentan, al modificarse, la temperatura de transformación isotérmica de la austenita, y se ha visto también cómo con ayuda de la curva de l a . « S » se pueden estudiar con gran claridad los cambios de estructura .correspondientes a- las. transformaciones isotérmicas de la austenita. Pero la información suministrada .por. estas curvas no es, sin embargo, de aplicación inmediata en los temples, normalizados y recocidos de regeneración de los aceros, porque estos tratamientos son proce.sos de enfriamiento continuo y no procesos isotérmicos como, son los que se utilizan para la determinación de las curvas de la <(S». . . Las curvas de enfriamiento continuo, correspondientes al temple o normalizado, no pueden ser colocadas directamente sobre el diagrama de transformación isotérmica, porque éste se refiere a procesos de otra naturaleza. Sin embargo, se ha comprobado que en los enfriamientos continuos, los fenómenos se presentan de forma bastante parecida a cómo ocurrirían si aplicáramos las curvas de enfriamiento de esos tratamientos sobre el diagrama de transformaciones isotérmicas. La diferencia es pequeña y se ha observado que en el enfriamiento continuo de un acero, las transformaciones empiezan a temperaturas un poco más bajas que las que resultarían al aplicar el diagrama de enfriamiento isotérmico a las curvas de enfriamiento continuo. Determinando todos los puntos d<= comienzo fin de transformación en el enfriamiento continuo, se ve que el conjunto de todos ellos forman unas curvas muy semejantes a las estudiadas anteriormente, llamadas curvas de la « S » de enfriamiento continuo, que están desplazadas ligeramente hacia abajo y hacia la derecha, con respecto a las obtenidas isotérmicamente. Son tan similares en general ambas familias curvas, que las clásicas, determinadas en procesos isotérmicos sirven generalmente para dar

-GAP.

V.—CURVA

DE

LA

145

«S»

lina idea muy aproximada de la naturaleza de Jas diversas transform maciones que ocurren en los enfriamientos continuos. Temperaturas

400°

DIAGRAM*i OS TRANSFORMACIONES EN EL ENFRIAMIENTO OtAGfíAfíA ISOTERMICO LINEAS DE ENFRIAMIENTO HWHWHHt+H TfíANSFOBffActON OURAUTE EL

e'U I 3 3

I 3

I -

I

I

I S

I 8

I 5

I g

I S

ENFRIAMIENTO I I i i I § 2 § S § w, s

i 8 s

-§ 5

T/empos Figura 145 Diagrama de transformaciones isotérmicas (línea de rayas y puntos) y diagrama de transformaciones con enfriamiento continuo (línea llena) de un acero de : C = 0 , 2 9 % ; M n = 0 , 8 1 % ; N i = 0 , 5 7 % ; Cr = 0,64 % ; Mo = 0,22 %.

En la figura 145 está trazado con líneas de raya y punto el diagrama isotérmico de un acero de : C = 0,29 % ; Ni=0,51 % ;

Mn = 0,81 % ;

Cr = 0,64 % : y

Mo-0/22 %

v con línea llena, el diagrama correspondiente a enfriamientos continuos, que no tiene diferencias notables con el anterior. 10

146

57.


LOS

ACEROS

Aplicación industrial del estudio de la curva de la «S»

Las curvas de la « S » de los aceros ayudan a comprender e interpretar con bastante claridad las transformaciones que ocurren durante los tratamientos térmicos. Al conocerse estos diagramas se han aclarado bastante los fenómenos que ocurren Temperature & e n l o s tratamientos . 800 clásicos: r e c o c i d o , normalizado y temple. Se comprende mejor la existencia de las tres zonas de transformación citadas ya anteriormente : la superior, donde nacen todas las estructuras de tipo perlítico y cuyo punto de transformación se denomina Ar'; la intermedia, donde nacen estructuras de tipo bainítico, y' c u y o punto de transformación se señala con la denominación. A r " , y 1000 (0.000 la inferior, martensíTiempos tica, cuyo punto de F i g u r a 146 transformación se llama A r ' " . Se comprenRepresentación de diversos tratamientos térmicos de enfriamiento continuo y la curva de la hSd de un acero de ahora, mejor, por de 0,90 % de C. qué en los recocidos de enfriamiento lento (curva B, f i g . . 146), la transformación Ar' se verifica a elevada temperatura (puntos B 1 y B , ) . Es fácil comprender por qué luego ese punto crítico, en los aceros normalizados (curva C), se desplaza hacia temperaturas más bajas (puntos C t y C 2 ). Cuando aumenta la velocidad de enfriamiento (curvas D y E), está claro por qué aparece el punto A r ' " , y en cambio disminuye la intensidad del punto Ar', que desaparece cuando la curva de enfriamiento no llega a tocar la curva de la « S » y entonces sólo se presenta el A r ' " . Para que el temple de un acero sea perfecto, se comprende la necesidad de que sea rápida la-velocidad de enfriamiento hasta 450°

CAP. V.

CURVA DE I.A « S »

147

aproximadamente, para conseguir, que~la-eurva.de enfriamiento no llegue a tocar la nariz de la « S » y no se transforme nada de austenita en los constituyentes blandos que aparecen a elevadas temperaturas y se conserve el estado austenítico hasta la zona de los 300°-200°, donde se efectúa la transformación de la austenita en martensita. La velocidad crítica de temple será la correspondiente a la curva de enfriamiento que es tangen- Temperaturas te a la curva de la « S » en la nariz que se forma hacia 450°. También se comprende ahora mejor •nación. eU Perlita por qué aparecen dife- Termn a rentes estructuras en la periferia y en el cen^ Centro tro de las piezas templadas. En la figura 147 se representa el proceso / Periferia. de enfriamiento de la v y Comitnxa periferia y del centro de un redondo de aceForma eion de M irtttnsita ro de bastante espesor y Termi n a templado en agua. fe Observando la curva de enfriamiento de (ooo (ooooTiempos. la periferia, se ve que en ese caso la austeniFigura 147 ta comienza a transformarse a 190°, apa- Estudio del enfriamiento del centro y de la periferia de un reciendo como constiredondo de acero, aplicando la curva de la 11S». tuyente final martensita muy dura. En cambio, c-1 acero- del centro de la pieza se enfría más lentamente ; al llegar a 630° comienza a iniciarse la transformación de la austenita, y a 590° la transformación es completa, apareciendo constituyentes de tipo perlítico con durezas aproximadas de. 30 a 40 Rockwell-C.

V

Esto explica por qué en las piezas de bastante espesor después del temple aparecen diversas estructuras. Los tratamientos con enfriamiento en sales o metales fundidos

TRATAMIENTOS . TÉRMICOS. DE LOS

148

ACEROS

a temperaturas comprendidas, entre 500° y 1-50° (fig. 148, austempering y martempering), son temples escalonados con los que se consigue gran dureza y estructuras bainíticas o martensíticas, con la ventaja de que al efectuarse la transformación casi a la vez en toda ia masa, se disminuye el peligro de grietas y roturas. Tímfttrolu.ras

Recocido de regeneración

Recocido

Normalizado

isotérmico

Temple

Recocido

globular

Temple y

Recocido de ablandamiento

revenido

Recocido para eliminar la acritud

Ttmptraiuras

Doble

recocido

Austempering Figura

Representación

esquemática

Martempering

148

de diversos tratamientos térmicos, empleando el d i a g r a m a de la curva de la «S».

También la curva de la « S » sirve para explicar el mecanismo de un tratamiento bastante utilizado en ia industria : el temple in-

CAP.

V.

CURVA

DE

I.A

«S»

149

terrumpido primero en agua y luego en aceite. Con este tratamiento se evita la formación de perlita por ser la primera fase del enfriamiento muy rápida, y luego, cuando ocurre la transformación de la austenita en martensita, el enfriamiento és más lento (ya que esta segunda fase del enfriamiento se verifica en aceite), las tensiones que se crean son menores y se evitan las roturas y grietas de temple. 58.

Un método para determinar la transformación de la austenita en la zona martensítica

Para estudiar el avance de la transformación de la austenita en la zona inferior martensítica, no se puede usar el examen metalográfico citado al principio de este capítulo, porque al ser la martensita el producto obtenido en el proceso de transformación que se estudia, no se puede diferenciar esta martensita, de la martensita que se obtiene como consecuencia del rápido enfriamiento final, que se emplea en el citado método metalográfic.o. Para hacer esas determinaciones se ha usado mucho el procedimiento dilatométrico, pero recientemente el más empleado es el «método metalográfico de temple y revenido». El procedimiento consiste en tomar probetas muy pequeñas de 1 x 1 x 6 , 4 mm. del acero a ensayar, que se calientan a temperaturas superiores a la crítica y se introducen rápidamente en un baño caliente a la temperatura del ensayo, manteniendo el acero a esa temperatura sólo el tiempo necesario para que alcance la temperatura del baño. N o hace falta prolongar la permanencia, porque la transformación es casi instantánea (la austenita se transforma en martensita rapidísimamente). La probeta, cuya microestructura estará entonces formada por martensita y austenita sin transformar, se pasa a otro baño que estará a más alta temperatura para efectuar el revenido. La duración y temperatura de esta etapa están limitados por dos-condiciones : 1. a , que la martensita obtenida se obscurezca suficientemente por la acción del revenido, y 2! a , que la austenita, que está todavía sin transformar, no sufra ninguna transformación. Luego, desde esta temperatura, las probetas son enfriadas en agua. C o m o el revenido obscurece el producto transformado, puede distinguirse fácilmente de la austenita que antes estaba sin transformar y que después del enfriamiento en agua se transforma en martensita, que será muy poco atacada y quedará casi blanca. En el caso de que el porcentaje de producto transformado no se aprecie claramente en el examen microscópico, la determinación del avance de la transformación de la austenita se puede efectuar empleando los rayos X .


148

LOS

ACEROS

a temperaturas comprendidas, entre 500° y 150° (fig\ 148, austempering y martempering), son temples escalonados con los que se consigue gran dureza estructuras bainíticas o martensíticas, con la ventaja de que al efectuarse la transformación casi a la vez en toda ia masa, se disminuye el peligro de grietas y roturas. T«mp«ra4urai

Tletnf Recocido de regeneración

Recocido

isotérmico

Normalizado

Temple

Recocido

globular

Temple y

Recocido de ablandamiento

revenido

Recocido para eliminar la acritud

Temperatura*

Figura Representación

esquemática

148

de diversos tratamientos térmicos, empleando el diagrama la curva de la «S».

de

También la curva de la « S » sirve para explicar el mecanismo de un tratamiento bástante utilizado en !a indústria : el temple in-

CAP.

V.

CUEVA

DE

LA

«Sil

149

terrumpklo primero en agua y luego en aceite. Con este tratamiento se evita la formación de perlita por ser la primera fase del enfriamiento muy rápida, y luego, cuando ocurre la transformación de la austenita en martensita, el enfriamiento es más lento (ya que esta segunda fase del enfriamiento se verifica en aceite), las tensiones que se crean son menores y se evitan las roturas y grietas de temple. 58.

Un método para determinar la transformación de ia austenita en la zona martensítica

Para estudiar el avance de la transformación de la austenita en la zona inferior martensítica, no se puede usar el examen metalográfico citado al principio de este capítuio, porque al ser la martensita el producto obtenido en el proceso de transformación que se estudia, no se puede diferenciar esta martensita, de la martensita que se obtiene como consecuencia del rápido enfriamiento finai, que se emplea en el citado método metalográfic.o. Para hacer esas determinaciones se ha usado mucho el procedimiento dilatométrico, pero recientemente el más empleado es el «método metalográfico de temple v revenido». El procedimiento consiste en tomar probetas muy pequeñas de 1 x 1 x 6 , 4 mm. del acero a ensayar, que se calientan a temperaturas superiores a la crítica y se introducen rápidamente en un baño caliente a la temperatura del ensayo, manteniendo el acero a esa temperatura sólo el tiempo necesario para que alcance la temperatura del baño. No hace falta prolongar la permanencia, porque la transformación es casi instantánea (la austenita se transforma en martensita rapidísimamente). La probeta, cuya microestructura estará entonces formada por martensita y austenita sin transformar, se pasa a otro baño que estará a más alta temperatura para efectuar el revenido. La duración y temperatura de esta etapa están limitados por dos-condiciones : 1. a , que la martensita obtenida se obscurezca suficientemente por la acción del revenido, y 2'.'a, que la austenita, que está todavía sin transformar, no sufra ninguna transformación. Luego, desde esta temperatura, las probetas son enfriadas en agua. C o m o el revenido obscurece el producto transformado, puede distinguirse fácilmente de la austenita que antes estaba sin transformar y que después del enfriamiento en agua se transforma en martensita, que será muy poco atacada y quedará casi blanca. En el caso de que el porcentaje de producto transformado no se aprecie claramente en el examen microscópico, la determinación del avance de la transformación de la austenita se puede efectuar empleando los rayos X .

150


LOS

ACEROS

Hornos de sales para el tratamiento isotérmico en una fábrica de herramientas.

CAPITULO Ví INFLUENCIA

DE DIVERSOS FACTORES DE LOS ACEROS

EN

EL

TEMPLE

Composición, tamaño de grano, tamaño de las piezas y medio de enfriamiento 59. Si se calienta una pieza de acero a una temperatura más elevada que la temperatura crítica superior v luego se enfría más o menos rápidamente, la velocidad de enfriamiento de cada uno cié sus puntos es la que regula el fenómeno de temple. En las zonas de la pieza en que la velocidad de enfriamiento es mayor que la velocidad crítica de temple, el acero templa', y no templará o el temple será imperfecto en las zonas en que el enfriamiento se-verifique a velocidad inferior a la crítica de temple. L o s factdres que intervienen en el temple del acero, pueden clasificarse en dos grupos : En el primero se encuentran los que son inherentes a":la calidad del material y determinan su velocidad crítica de .'temple*. Los más importantes son : la composición y el tamaño de grano. El ,estado de la estructura microscópica en el momento anterior al temple, •ei grado de heterogeneidad de la austenita y la cantidad, naturaleza y distribución de las partículas que permanecen sin disolverse •en ella, ejercen también cierta influencia en los procesos de temple. Al segundo grupo pertenecen los factores que determinan la velocidad de enfriamiento de los diferentes puntos de las piezas, siendo los más importantes : la forma y dimensiones de las piezas, su •estado superficial, la conductibilidad térmica del acero v el medio empleado

60.

para,

el

enfriamiento.

Influencia de la composición

Conociendo la curva de la « S » de enfriamiento continuo de un .acero, se puede determinar su velocidad crítica de temple, ya que es precisamente la correspondiente a la línea de'enfriamiénto tangente a la nariz de la curva de la « S » . Cuando dicha curva presenta más

152

TRATAMIENTOS . TÉRMICOS. DE LOS ACEROS

de un,bucle o nariz, la velocidad crítica de temple queda determinada por la curva tangente, de enfriamiento más rápido (fig. 149 e y (). Para conseguir un temple perfecto y una estructura totalmente martensítica, la velocidad de enfriamiento del acero deberá ser superior a la de la tangente citada anteriormente. Temperatura

C = O, 60X

Temperatura

0.3C«de

C = O,-37%

Mn

700-

500* 400'L Segundos Figura

to4

«o1

149

C u r v a s de la « S V d e tres aceros de 0,G0 % de carbono y contenidos variables de m a n g a n e s o , y de tres aceros de 0,35 % de carbono y contenidos v a r i a b l e s de cromo.

Aunque el estudio de las velocidades críticas de temple debe hacerse con ayuda de las curvas de- la « S » de enfriamiento continuo, también laS curvas de transformación isotérmica permiten preveer con bastante aproximación lo que ocurre en cada caso. Además, como en la actualidad se conocen las curvas de transformación isotérmica de la mayoría de los aceros y en cambio se han determinado muy pocas curvas de transformación continua, en adelante, a

CAP.

VI.—INFLUENCIA

D E D I V E R S O S ' F A C T O R E S 'EN' EL

153'

TEMPLE

pesar de no ser los razonamientos rigurosamente exactos, utilizaremos casi siempre curvas de transformación isotérmica para estudiar ciertos tratamientos y establecer algunas comparaciones dé interés. Las curvas de la «S» de la figura 149, por ejemplo, reflejan claramente la influencia que tiene la composición y el porcentaje de elementos de aleación sobre la velocidad crítica de temple. En esa figura se observa que las curvas de la «S» se desplazan hacia la d e recha al aumentar el porcentaje de manganeso y cromo v por lo tanto, las velocidades críticas de temple disminuyen al aumentar el contenido de elementos de aleación.

Dureza

Xockweil-C

sin disalvei

05

1 2 5 to' Figura

ior

" I0¡"

10*

Tiempo en segundos 150

C u r v a de la n.S»i de un acero de grano fino de la siguiente composición : C —0,87 %•, Mn = 0 , 3 0 %; V a = 0,30 %.

0.5 1 2 5 10

10' Trempo

Figura

10¡ en

10* segundos

151

C u r v a do la tiS» de un aceio de" grano grueso de la m i s m a composición que el de la f i g u r a 150.

La influencia que los diversos elementos de aleación ejercen enei temple, es muy compleja y difícil de explicar en unas pocas líneas. Sin embargo, en .general, todos ellos disminuyen la velocidad crítica de temple, siendo el manganeso y el molibdeno los que actúan con mayor • intensidad, siguiendo luego, por orden decreciente de eficacia, el cromo, el silicio y el níquel. 61.

Influencia del tamaño de grano

El tamaño de grano modifica, comò se explicó en el capítulo anterior (núm. 55), la situación y forma de la curva de la «S», ino-

154

T R A T A M I E N T O S . TÉRMICOS. DE L O S

ACEROS

dificándose por lo tanto también, c o m o es natural, l a j v e l o c i d a d e s críticas de temple de los aceros de grano grueso son menores que críticas de temple de los aceros de grano grueso son menores que las velocidades de los aceros de grano f i n o . En las figuras 150 y 151 se pueden ver las curvas de la « S » de dos aceros al carbono-vanadio, de !a misma composición y de diferente tamaño de grano. En la figura 152 se puede observar también la influencia que tiene el tamaño de grano de un acero de 0,63 % de carbono. En este caso, la diferencia del tamaño de grano es debida a que las muestras fueron calentadas a temperaturas variables desde 8 4 2 ° C tamaño de qrano h ! 9 842° a 1.093°. Las probetas calentadas a baja temperatura (842° y 898°) quedaron con grano fino (núm 9 y número 7), y las calentadas a alta temperatura, con grano grueso (núm. 2 y nú{00 1030 0.5 i Z mero 4). Las curvas de la «S>> corresSegundos pondiente a cada muestra, también Figura 152 son distintas, y c o m o consecuencia, C u r v a s de la «S» correspondientes también lo serán las velocidades cría la transformación del 50 % de aus,o v. ticas de temple de cada uno de ellos, austenizado a diferentes temperaturas. LaS C U l ' V a S de la « S » de la figura 152 corresponden a la transformación del 50 i% de austenita. 62.

Influencia del tamaño de las piezas

El volumen y espesor de las piezas tiene gran importancia en el temple d e los aceros. Si estudiamos el enfriamiento en agua de un cilindro que ha sido calentado a alta temperatura, fácilmente se comprende que la capa exterior de acero, que está en o con •el líquidoj es la que se enfría primero y más rápidamente. La capa siguiente no se enfría con tanta rapidez, porque el calor no se transmite directamente al líquido, sino que debe atravesar antes la capa superficial del acero, y esta capa tiene una conductibilidad bastante limitada. Una tercera capa del acero, situada más hacia el centro, se enfría todavía más lentamente, pues cuanto más al interior se encuentra, la transmisión del calor, se hace cada vez con más d i f i -

CAP. V I . — I N F L U E N C I A


TABLA

TEMPLE

155'

VIII

ENFRIAMIENTO E N AGUA LIGERAMENTE

AGITADA

D i s t a n c i a a l a p e r i f e r i a en m m .

Diámetro en milímetros

0

10

20

30

40

50

60

200

139

10

3,4

2,6

2,3

—

—

150

186

15

6,7

3,8

3 -

2,7

2,6

100

250

21

10

8,3

6,—

4,7

50

333

36

21

—

—

—

25

361

50

—

'

•

' •

—

; —

-

V e l o c i d a d de enfriamiento en g r a d o s por seg. Velocidades de enfriamiento que aproximadamente ' s e consiguen a 704°, en redondos acero de diversos diámetros templados desde 850° en a g u a ligeramente agitada.

TABLA

de

I X

E N F R I A M I E N T O EN ACEITE L I G E R A M E N T E AGITADO D i s t a n c i a a l a p e r i f e r i a en m m .

Diámetro en milímetros

0

10

20

30

40

50

60

200

16

3

2,4

2,2

—

—

—

150

17

5

2,9

2,6

2,4

2,2

2,1

100

19

9

5,3

3,9

3,2

2,7

50

28

16

—

—

-

25

50

31

11

.

—

—

V e l o c i d a d de enfriamiento en grados por seg. Velocidades de enfriamiento que aproximadamente se obtienen a 704° en redondos de acero de diversos diámetros templados desde 850* en aceite ligeramente agitado.

177 T R A T A M I E N T O S

TERMICOS

DE

I-OS

ACEROS

cuitad, ya que se comprende interior de los sos v rme las

tiene que atravesar mayor capa de metal. Fácilmente también que las velocidades de enfriamiento en el perfiles delgados será mucho mayor que en los gruevelocidades de la superficie y del interior de los redondos de acero de diversos diámetros variarán mucho de unos casos a otros. La influencia de la masa en la velocidad de enfriamiento se puede ver en las tablas V I I I y IX, en las que se señalan las velocidades de enfriamiento a 704°, que se consiguen aproximadamente en diversos puntos de los redondos de acero de varios diámetros, templados en agua y en aceite ligeramente agitados. En la figura 153 se señalan las velocidades de enfriamiento en diF i g u r a 153 versos puntos de la sección de un Velocidades de enfriamiento que se conredondo de 100 m/'m. templado en siguen a 704° en diversos puntos de un agua ligeramente agitada. redondo de acero de 100 m/m. de diáme>ro templado en agua ligeramente agitada. Observando todas C S t a S c i f l ' a S , se comprende claramente porqué en algunos casos las capas superficiales de una pieza se endurecen perfectamente, y en cambio otras zonas del interior, por enfriarsea velocidades menores, no templan. 63.

Influencia del medio de enfriamiento

El medio de enfriamiento, junto con el tamaño y forma de las piezas, son como hemos señalado antes, los factores que deciden la velocidad de enfriamiento de las piezas de acero en los tratamientos térmicos. Con el enfriamiento en agua salada muy agitada, se consiguen las mayores velocidades, y enfriando las piezas dentro del horno, se obtienen las menores. Con enfriamientos en aceite, al aire, en sales, etc., se consiguen velocidades intermedias, pudiendo. elegirse entre todos ello.s el medio que mejor cumpla las condiciones de enfriamiento deseadas en cada caso.

CAP.

VI.—INFLUENCIA

D E D I V E R S O S ' F A C T O R E S 'EN' EL T E M P L E

157'

En las figuras 154 y 155 se ve el proceso de enfriamiento de varios puntos de dos redondos de 50 m/m. templados en agua y aceite •C •

800

600'

\ 400'

Centro

V-/

Y

Centro

eod'

1 1

dei a su/ierf,

4mm

c/e la superficie

400 Super/¿cié

zoo'

too' 0

20

40

60

80 Tiempo

Figura

too en

120

140

0

segundos

ùuperfic/e 20

40

60

154

Figura

Curvas de enfriamiento de diversos puntos oe un redondo de 50 m/m. templado desde 750° en agua agitada.

80

Tiempo

too 120 en

140

segundos

155

Curvas de enfriamiento de diversos puntos cíe un redondo de 50 m/m. templa• do desde 750° en aceite agitado.

Valotidnd de anfriamicnlo °C ¡ secunde Figura

156

Velocidades instantáneas de enfriamiento a diversas temperaturas del centro de redondos de acero templados en agua y aceite muy agitados.

y en la figura 156 las velocidades instantáneas que se obtienen en el centro de redondos de diversos diámetros templados en agua y

158

. . T K A T A M I E N T O S " T É R M I C O S . DE: L O S . ACEKCÍS

aceite muy agitados. En esta .última figura se observa que desde ei comienzo del proceso va aumentando la velocidad de enfriamiento hasta la zona 730°-680°, aproximadamente, donde alcanza un máximo, disminuyendo luego progresivamente hasta la temperatura del baño. Existiendo una zona entre 600° y'800° en la que las variaciones de las velocidades son relativamente muv pequeñas. En la tabla. X se dan las velocidades de enfriamiento qüe se consiguen en el centro de los redondos ele 25, 50 y 75 m/m. enfriados en diversos medios de enfriamiento. .TABLA

X

DIÁMETROS ENFRIAMIENTO

25 m/m. Agua agitada

.

Aceite "agitado Corriente de aire Aire tranquilo

.

50 m/m.

75 m/m.

56

15

7

27

10

' 5

1,8

0,9

0,6

0,85

0,4

0,3

Velocidades en grados por segundo Velocidades de enfriamiento que aproximadamente se consiguen a 570" en el. centro de redondos de acero de 25, 50 y 75 m / m . de diámetro, templados en diversos medios.

También la tabla X I da una idea de la influencia ele los diversos medios que se emplean para el temple de los aceros. En esa tabla se ha tomado como unidad de velocidad de enfriamiento en el intervalo _720o-550° la correspondiente al agua a 18°, que es de 1.810° por segundo, y en la zona de los 200° también la correspondiente al agua a 18°, que es de 450° por segundo. Conviene recordar que en los tratamientos térmicos la velocidad de enfriamiento varía bastante de unos momentos a otros, y pollo tanto, siempre que se cite una velocidad debe señalarse a qué momento corresponde. En la figura 156, por ejemplo, se ve que el centro del redondo de 20 m/m., templado en agua muy agitada, tendrá a 850° una velocidad de enfriamiento de 80° por segundo ; a 800°, 140° por segundo ; a 700°, 152° por segundo, y a 400°, 82° por segundo. Otras veces se señala la velocidad media de enfriamiento en un intervalo de temperatura determinado, así por ejemplo, en el caso anterior la velocidad media en el intervalo 700°-400° es de .1.17°


D E D I V E R S O S ' F A C T O R E S ' E N ' EL

159'

TEMPLE

por segundo. Cuando no se indica a qué momento corresponde una determinada velocidad, suele sobreentenderse que es la media en el intervalo 725°-500°. En el Capítulo V I I I , al hablar de las velociTABLA

MEDIO

DE

ENFRIAMIENTO

XI

Velocidad relativa de enfriamiento en el intervalo 200°

720°-550° Solución acuosa con 10 % de CILi ...

2,07

Solución acuosa con 10 % de N a

OH

2,06

Solución acuosa con 10 % de CINa ...

1,96

0,98

Solución acuosa Con 10 % de C 0 3 N a „

1,38

1,09

Solución acuosa con 10 % de S O ( H „

1,22

1,49

Agua a 0°

1,06

1,02

1,00

1,00

j

Agua a 18° Mercurio

1

Agua a 25° Aceites

'

1,04' 1,36

0,78

1,09

0,72

1,11

0,25-0,15

0,05-0,15

A g u a con jabón

0,07

1,16

Agua a '75°

0,047

1,31

Agua a 100°

0,044

0,71

0,028

0,007

0,011

0,004

Aire Vacío

... ... ... :

Velocidades relativas de enfriamiento de una bola de 4 m/m. templada desde 850° en diferentes medios.

dades de enfriamiento en el ensayo Jominy, se vuelve a estudiar este asunto con bastante detalle. ESTUDIO

DE LAS ESTRUCTURAS MICROSCÓPICAS

QUE SE OBTIENEN

EN LOS TRATAMIENTOS D E LOS ACEROS AL VARIAR LA VELOCIDAD D E E N -

FRIAMIENTO.—La influencia de la velocidad de enfriamiento, que se consigue en los tratamientos de las piezas de acero, como consecuencia del empleo de diferentes medios de enfriamiento, se puede estudiar con bastante claridad con ayuda del diagrama de transformaciones en el enfriamiento continuo. En la figura 157 se señala el c o rrespondiente a un acero cromo-níquel-molibdeno, que nos servirá cómo ejemplo.

160

T R A T A M I E N T O S . TÉRMICOS. DE

LOS

ACEROS

En las operaciones de recocido se emplean, generalmente en los Salieres, velocidades de enfriamiento inferiores a 20° por hora, v ¡as curvas de enfriamiento del acero representativas de esos tratamientos llevadas sobre el diagrama de la figura 157, quedarán por Temperaturas

F i g u r a 157 Utilización de la curva de la «Su de enfriamiento continuo de un acero d e : C = 0 , 4 0 % ; Mn = 0,67 % ; C r = 0,71 % ; Ni = l,82 % ; Mo = 0,33 .%, para el estudio de las transformaciones 'que ocurren en diversos procesos de enfriamiento.

encima y a la derecha de la curva núm. 1, obteniéndose al final del tratamiento ferrita y perlita, quedando el material con poca dureza. Cón velocidades de 22° a 83° por hora, que Corresponden a enfriamientos un poco rápidos dentro del horno, las curvas de enfria-

CAP.

VI.—INFLUENCIA


161'

miento, atraviesan los campos de la.fer.rita, perlita,. bainita y martensita (zonas comprendidas entre las curvas núms. 1 y 2). En los procesos de enfriamiento correspondiente a esas velocidades, la austenita comenzará a transformarse primero en ferrita ; iuego, al cortar la línea representativa del enfriamiento del acero, a la zona de perlita, se inicia la formación de este constituyente. Al continuar el enfriamiento, como antes de terminarse la transformación total de la austenita en perlita, la curva del acero sale del campo de la perlita, una parte de esa austenita se transformará en bainita y al alcanzar el acero la temperatura de nacimiento de la martensita, todavía quedará algo de austenita, que se transformará en martensita. C o m o resultado final de la transformación, obtendremos en la estructura del acero : ferrita, perlita, bainita y martensita.' En los normalizados se obtienen generalmente velocidades variables desde 100° a 30.00
Características de los procesos de enfriamiento en el temple de los aceros

Para conocer la influencia que sobre el temple ejercen los, diferentes medios de enfriamiento, es muy interesante estudiar las diversas etapas que se presentan en estos procesos. ti

162

TRATAMIENTOS

TERMICOS

D E I-OS

ACEROS

Pilling y L v n c h al determinar las curvas de enfriamiento del

Figura

158

C u r v a de enfriamiento del céntro de un cilindro de poco diámetro templado en agua caliente • a 76°, determinada por Pi'ling y Lynch.

acero empleando diversos. medios, refrigerantes, estudiaron las variaciones que experimentan los poderes de enfriamiento de los líqui. . dos en los procesos, de temple en función de la í^K^StM M

. .j H a

temperatura.del acero. Sus observaciones, que son muv interesantes revelan la existencia de tres mecanismos muy diferentes de disipación del calor, qué también han sido c o m p r o b a d o s por Sperth y Lange, y que se explican a c o n tinuación.

.-^¡¡jl»

En la figura 158 puede verse una curva

V? M

muy típica de enfriamiento, que corresponde a un cilindro de acero de p o c o diámetro, tempiado en agua a 76°. Se puede observar que la velocidad de enfriamiento, que al princiP ' ° e s lenta, va aumentando, alcanza un m á x i m o y luego disminuye, llegando por fin a igualarse la temperatura del acero y la del Hquido, advirtiéndose tres fases muy señaladas, cuyas características explicaremos a continuación.

? • • * '• I C * .1574-b _

m í- j B t

Figura

jffl WM 159

Capa de vapor formada alrededor del aceio al ser introducido éste a 850° en agua salada.

P R I M E R A ETAPA.-—Cuando el acero es introducido en el líquido, c o m o su temperatura es muy alta, se forma una capa de vapor que

CAP.

VI.—INFLUENCIA


TEMPLE

184'

rodea el metal y el enfriamiento se hace por conducción y radiación de la capa gaseosa. El enfriamiento en el comienzo de esta fase es relativamente lento, influyendo en ello principalmente la temperatura y el punto de ebullición del líquido y también la c o n ; ductibilidad del vapor. n través

S E G U N D A ETAPA.—Cuando desciende la temperatura de la superficie del metal, la película de vapor va desapareciendo. Sin emUn -n.omento después de ser introducido el acero a 850° en el agua de temple. 1/2

segundo

después.

2 segundos

después.

F i g u r a 160 Al ser introducida la pieza, comienza a formarse vapor y se. desprenden burbujas que suben a la superficie. A los dos segundos la acción es tan violenta que rompe y separa la cascarilla del acero.

bargo, el líquido hierve todavía alrededor de las piezas y se forman muchas burbujas que rodean el acero. Estas burbujas son transportadas por gravedad y por corrientes de convección. El vapor se va separando de la superficie de la pieza y va siendo reemplazado por líquido. Esta es la etapa d e más rápido enfriamiento y es llamada de enfriamiento por transporte de vapor. En ella influyen el calor de vaporización y la viscosidad del líquido, y la agitación del baño o de la pieza.

164

TRATAMIENTOS TERMICOS DE I-OS ACEROS

T E R C E R A ETAPA.—Esta última etapa comienza cuando la temperatura de la superficie del metal es más baja que la temperatura de ebullición del líquido de temple y se presenta generalmente por debajo de 300°. Entonces, como no hay vapor, el enfriamiento lo hace el líquido por conducción y convección, siendo entonces ya la diferencia de temperatura, entre la superficie y el medio refrigerante, pequeña. Esta etapa se llama de enfriamiento por líquido y es más lenta que las anteriores, dependiendo su importancia de la conductibilidad térmica del líquido y de su grado de agitación. Por lo tanto, las propiedades que más influyen en el poder templante de los líquidos son : su temperatura de ebullición, su conTiempo en segundos

Figura Duración

161

de la fase de vapor, en el temple de los aceros, en función de la temperatura del líquido.

ductibilidad térmica, su viscosidad, su calor específico y su calor de vaporización. • La temperatura de ebullición es muy importante en la primera etapa, el calor de vaporización en la segunda y la conductibilidad térmica en. la tercera. La viscosidad también influye en la velocidad de enfriamiento en la segunda y tercera etapa. En las figuras 161 y 162 se ve que en las soluciones acuosas, la duración de la primera fase depende de la temperatura del líquido, y c o m o para conseguir, que los aceros templen, esta fase debe ser lo más corta posible para evitar que en la zona de los 650° a 500 (correspondiente a la nariz de la « S » ) se formen estructuras blandas;,

CAP

.

VI.—INFLUENCIA


165'

se comprende la necesidad de que el agua no se caliente ni pase de los 30°. Cuando el agua está caliente, se prolonga demasiado el enfriamiento por vapor y aparecen puntos blandos. En la misma figura 161 se ve también la influencia tan perjudicial que ejerce el jabón en solución en el agua. Se puede apreciar también la ventaja de la adición del CINa al agua y el excelente comportamiento de los aceites y del ácido sulfúrico. Este ácido conserva a todas las temperaturas, la fase de enfriamiento de vapor relativamente corta, por lo que teóricamente Tcmparoûra del a c e r o

Figura C u r v a s de enfriamiento 25 mm. de diámetro,

162

del centro de varios templados en agua temperaturas.

cilindros de a diversas

es el mejor de todos, pero su gran poder corrosivo impide su utilización . En la figura 163 se ve la conveniencia de usar agua con cloruro sódico (sal común) o hidróxido sódico (sosa cáustica) en solución, cuando se quiere evitar la aparición de puntos blandos en la superficie de los aceros de herramientas o aceros de cementación templados. Se observa que el porcentaje de puntos blandos, disminuye al descender la temperatura del baño de 60" a 30° y que también, las superficies blandas son mínimas para concentraciones de 9 % de cloruro sódico y de 3 a 15 % de hidróxido sódico. Empleando aceite, la primera fase de vapor es menos decisiva que en el agua, ya que el aceite se suele utilizar siempre para aceros que tienen velocidades críticas de temple relativamente bajas. La segunda etapa tiene en el aceite bastante importancia. Es interesante destacar que el enfriamiento es más rápido en aceite caliente que en aceite frío, debido a que al elevarse la temperatura, el aceite se vuelve más fluido y la transmisión del calor se efectúa mucho mejor.

166'

TRATAMIENTOS

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

Observando en la figura 164 las curvas de enfriamiento de una esfera de acero calentada a 800° y enfriada luego en diferentes medios, se comprende la ventaja de emplear aceite de colza y los baños Superficie blanda

7° J6 IZ 1% Z<* 10 16 1« 8

A 0 o

5

10

15

30-0

% Cloruro io'dito Figura

Influencia sódico

del c o n t e n i d o

(sosa cáustica) dos

en

la

163

de cloruro sódico

e n el a g u a , superficie

S -

10

15

(sal c o m ú n )

y de

s o b r e el p o r c e n t a j e d e de

los" a c e r o s

24

% Hidrdxido sódicohidróxido

puntos

blan-

templados.

de sales fundidas, en lugar de los aceites ordinarios, por conseguirse con ellos las condiciones ideales del temple que son : enfriamiento rápido en las primeras etapas y lento en la última. 65.

Elección del medio de temple

Para obtener en el temple de los aceros los mejores resultados, conviene utilizar el medio de enfriamiento menos enérgico que sea capaz de comunicar al acero una velocidad de enfriamiento superior a la crítica. D e esta forma, sé consigue una estructura totalmente martensítica, la máxima dureza compatible con su composición y se



TEMPLE

167'

•evitan en lo posible las grietas y deformaciones. En los enfriamientos rápidos siempre existe el peligro (independientemente de la composición del acero) de que se creen tensiones, debido al desigual enfriamiento de las piezas, ya que la periferia se enfría rápidamente, mientras en el corazón el acero está todavía a elevada temperatura. En los enfriamientos lentos, en cambio, la temperatura es más uniforme en toda la masa de las piezas, y son. menos frecuentes las grietas y deformaciones. Antiguamente el temple se efectuaba siempre por enfriamiento rápido de los aceros en agua ; entonces se empleaban exclusivamente los aceros al carbono, con el inconveniente de que cuando las

Tiempos Figura Curvas

de

esfera,

enfriamiento enfriada

en

164

correspondientes diferentes

al

líquidos

centro de

de

una

temple.

piezas eran complicadas aparecían con frecuencia deformaciones y grietas. Cuando los perfiles eran delgados e irregulares, tampoco ise podían enfriar bruscamente porque se agrietaban. Entonces se enfriaban en aceite o por otros procedimientos, pero a veces no se conseguía la dureza deseada. A mediados del siglo x i x se inventaron los aceros especiales, en los que debido a la presencia de ciertos elementos, como el cromo, níquel, tungsteno, etc., las velocidades críticas de temple son muy bajas y se pueden obtener con ellos gran dureza, aunque el enfriamiento no se haga muy rápidamente. Estos aceros aleados se. templan generalmente en aceite o en baños de sales. C o m o la gran diversidad de aperos q u e existen en la actualidad, •crea con frecuencia dudas, sobre el medio de. enfriamiento más c o n -

TRATAMIENTOS

168'

TERMICOS

D E I.OS

ACEROS

veniente, hay que guiarse siempre por las recomendaciones de las acererías o por el análisis y dimensiones de las piezas. Las velocidades críticas de temple varían bastante de unos aceros a otros. Los aceros al carbono exigen las mayores velocidades, que son aproximadamente, para 0,50 % de C, 350° por segundo para 0,80 % de C, 200° por seg. En cambio, los aceros especiales tienen velocidades de temple más pequeñas. Así, por ejemplo, la de un acero para brocas de bajo contenido en tungsteno es, aproximadamente, de 35° por segundo. En,general, se templan en agua todos los aceros al carbono' en piezas de más de 5 ó 10 m/m. de espesor/.y también, los aceros de

Figura Un

taller de t r a t a m i e n t o s

t é r m i c o s de u n a

165 empresa

dedicada

a la f a b r i c a c i ó n

de

herramientas.

poca aleación en espesores superiores_a- 25 m/,m. Debe utilizarse agua a 15° ó 20°, no debiendo sobrepasar la temperatura de 30°. En aceite se pueden templar los perfiles inferiores a 5 ó 10 m/m. aproximadamente de los.aceros antes-citados y todos ios de alta aleación. Con aceite caliente entre . 30° y 60° se obtienen jos mejoresresultados. Al aire, por fin, se templan los acéros. de muy alta aleación. Aunque siempre los fabricantes señalan en sus catálogos el medio- de enfriamiento que debe emplearse para el temple de cada acero, conviene recordar que muchas veces hay excepciones a las-


4


169'

normas generales que suelen dar. Así, por ejemplo, aunque un acero al carbono de 1,10 % de C es típico para el temple al agua, c u a n d o hay que templar una herramienta ele menos de 3 m / m . de espesorfabricada con ese acero, conviene enfriarla en aceite, porque se alcanzará la dureza deseada y el peligro de que aparezcan grietas es. menor que templando en agua. L'n acero, cromo-vanadio de 1 \% de carbono, 1,50' % de cromo y 0,20 <% de vanadio, que es de temple en aceite, se templará en agua cuando se utilice para herramientas de 100 y 200 m / m . de espesor, que deban de quedar con una dureza superior a 60 R o c w e l l - C . T o d o esto ocurre por la necesidad d e r e basar la velocidad crítica de temple y porque en estos Casos extre' mos de piezas muy delgadas o muy gruesas, las velocidadés dé enfriamiento que se consiguen son bastante diferentes.de. las que g e neralmente se suelen considerar c o m o normales y que corresponden casi siempre a piezas de 25 a 50 m / m . de diámetro, que son a ¡as que se suelen referir los catálogos. 66.

Medios de enfriamiento más empleados en el temple de los

aceros AGUA.—Debe evitarse que el agua se caliente durante el temple. Conviene que la temperatura del agua oscile entre 15° y 20°, pues si la temperatura es superior a 30°, se p r o l o n g a exageradamente la primera etapa del enfriamiento (fig. 162), lo que es un gran i n c o n veniente, porque con ello disminuye la velocidad de enfriamiento en la zona TSO^-SOO0 y se favorece, sobre todo en los aceros de p o c o poder templante, la formación de estructuras blandas. ACEITE.—Se suelen emplear aceites animales, vegetales y

mi-

nerales. Antiguamente se usaban sólo aceites de los dos . primeros g r u pos y entre ellos los aceites vegetales, y sobre todos el aceite d e colza era el preferido. También se empleaban los aceites de pescado, ballena, etc., p e r o sólo en circunstancias excepcionales de escasez. L o s aceites animales y vegetales con el uso continuo a temperaturas de 50° a 125° ê descomponen, espesan y se vuelven g o m o s o s dando temples bastante irregulares. Además suelen resultar caros y de olor desagradable. : L o s mejores aceites para el temple son los aceites minerales o b tenidos en la destilación fraccionada del petróleo, preparando ya en la actualidad muchas destilerías algunos tipos, especialmente f a bricados para el temple de los aceros. U n buen aceite de temple debe poseer las siguientes p r o p i e dades :

TRATAMIENTOS

170'

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

1.° Su viscosidad debe estar comprendida entre cieilos límites. Si el aceite es demasiado viscoso, la película de aceite próxima a la superficie del metal tiende a carbonizarse, porque las corrientes de convección son muy lentas. Esa carbonización disminuye el poder refrigerante del aceite y limita su utilización. Si la viscosidad es baja, el aceite se adhiere menos a las piezas, pero se volatiliza rápidamente con la consiguiente pérdida de líquido. Por lo tanto, ia viscosidad debe estar comprendida entre ciertos límites que a En

este

pieza

momento el t e m p i e aceite.

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segundo

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después.

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después.

rápidamente burbujas

de v a p o r , ria

de

la

166

q u e al s u b i r a la s u p e r f i c i e e n v u e l v e n pieza

de

la

perife-

acero.

la temperatura ambiente son de 5o a 9 o Engler, y a 50° son de 2o -i 4° Engler. Con el uso, la viscosidad del aceite aumenta, llegando algunas veces después de varios meses de empleo a 15° ó 30° Engler a la temperatura ambiente, siendo necesario evitar el uso de aceites de estas características. 2.° La volatilidad no debe ser demasiado elevada porque se pierde aceite con el uso y se espesa el baño, con la consiguiente pérdida en la velocidad de enfriamiento.

®

C A P

.

VI.—INFLUENCIA


TEMPLE

171'

Además, un aceite volátil, al ponerse en o con el metal caliente, desprende numerosas burbujas y se forma mucho vapor alrededor de las piezas, disminuyendo la velocidad de enfriamiento y prolongándose la fase de enfriamiento con vapor, que suele dar ¡ugar a la aparición de puntos blandos. 3.° Las temperaturas de inflamación y combustión deben ser io más elevadas posible, para evitar excesivo humo en el taller y también el peligro de que se inflame el baño. En los aceites corrientes la temperatura de inflamación suele oscilar entre 180° y 275° y la de combustión entre 200° y 325°, considerándose las de 215° y 275° como satisfactorias. 4.° Deben tener gran resistencia a la oxidación. En los últimos años las refinerías de petróleo han logrado producir aceites que, con relativa baja viscosidad, tienen gran resistencia a la oxidación. Por selección del aceite crudo se pueden fabricar aceites con una cantidad muy pequeña de hidrocarburos poco estables, que resislen en caliente mucho mejor que los demás la oxidación por el oxígeno del aire. Los; ensayos de pérdida por evaporación y de aumento de la viscosidad son los que mejor califican la calidad de los aceites de temple. Hay normas establecidas para hacer estos ensayos y suelen utilizarse calentamientos de seis a doce horas a 65°, 93° y 121° (150-200-250° F) y 200° C. Empleando las temperaturas más altas y grandes volúmenes de.aire se puede reducir la duración de los ensayos. En la figura 16.6 se .ven cuatro fases, del temple de una pieza de acero en aceite. PLOMO.—Desde hace bastantes años se emplea este metal fundido para el temple. Las aplicaciones más generales son. el temple de herramientas de aceros especiales y el temple de muelles. T a m bién se utiliza para el temple dél alambre «cuerda de piano». En esos casos se introduce el acero caliente en plomo fundido y allí se enfriará hasta la temperatura ; que tenga el baño, que suele oscilar entre 350° y 600°. El plomo posee una gran conductibilidad, por lo cual el calentamiento del baño se hace bastante rápidamente y también enfría con relativa rapidez las piezas que se templan. Su elevado peso específico es un inconveniente, pues las piezas flotan y hay que preparar dispositivos especiales para que se introduzcan en el baño. C o m o el plomo se oxida fácilmente, hay que evitar que la superficie del baño esté en o con la atmósfera, cubriéndolo con pequeños trozos de carbón vegetal.

172'

TRATAMIENTOS

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

MERCURIO.—Para el temple de piezas muy delicadas, como instrumentos de cirugía, etc., o para piezas de gran dureza, se empleaba algunas veces el mercurio, pero su elevado peso específico V precio limitan sus aplicaciones, por lo que en la actualidad casi no se emplea. ' S A L E S F U N D I D A S . — E n estos últimos tiempos se van utilizando cada día más y van desplazando a lós baños de plomo. Son mezclas de sales que funden a baja temperatura y que sirven como medio de enfriamiento en él temple de gran número de piezas, c o m o engranajes, troqueles, calibres, muelles, etc. Tabla

S

A

L

E

XII

Temperatura

S

de

961°

Cloruro bárico

S90°

Carbonato potásico Fluoruro

fusión

potásico

-.. ....

-879°

Carbonato sódico

•sei0

Cloruro sódico

304°

Cloruro potásico

775°

Cloruro cálcico

773°

Cianuro potásico

ü34p

Cianuro sódico ...

563°

Hidróxido - potásico ••• ... ...

.. ...

379° 332°

Nitrato potásico

. 317°

Hidróxido sódico

307°

Nitrato sódico

296° Nitrito sódico

271°

Nitrato litio ...

254°

Temperaturas

de

fusión

de

diversas

sales.

Suelen prepararse a base de nitratos, nitritos, cloruros y cianuros alcalinos. Aunque para el enfriamiento del acero desde las temperaturas de austenización se emplean únicamente sales con temperaturas de fusión relativamente bajas, damos en las tablas X I I y X I I I unas listas bastante completas de las sales y mezclas de sales más uti-


D E D I V E R S O S ' F A C T O R E S 'EN' EL TEMPLE

173'

liza-das para los tratamientos térmicos de los aceros, con sus temperaturas de fusión correspondientes. Las sales de los grupos L, I y H, de la tabla X I I I , son neutras y ejercen muy poca influencia química sobre la superficie del acero. En cambio, las del grupo C son carburantes y serán estudiadas en el capítulo X I I , en el que se trata de la cementación. Para el temple isotérmico algunas de las mezclas más utilizadas para el enfriamiento, de los aceros son : la mezcla de 56 % de nitrato potásico ( N O a K ) y 44 % de nitrito sódico ( N O , N a ) , que fun-

Figura Conjunto

de h o r n o s

de sales,

para

167

tratamientos

térmicos

de los

aceros.

de a 147° y puede utilizarse desde 160° ; la mezcla de 51,3 % de nitrato potásico y 48,7 % de nitrato sódico (NO a Na), que funde a 217° y puede usarse desde 245° ,y la mezcla de 55 % de cloruro potásico (,C1K) y 45 % de cloruro sódico (CINa), que funde a 659°. Para el calentamiento del acero rápido para el temple, suelen utilizarse las sales H - l y H - 2 . C o m o las densidades de los baños de sales son bajas, se pueden dejar las piezas colgadas o sobre rejillas, no siendo necesario emplear como en el plomo dispositivos especiales para evitar que los objetos floten.

TRATAMIENTOS

174'

TERMICOS

DE

I.OS

o O 10 ÍO LO o co O O O ».O O C <M <M <75 10 CO O -CD a CO CO CO 00 f-CO Q O) O CO <M LO O LO O O O O O LO CO [ > CO < Om OC <M H0 C (N OiC—tt^- co i> co

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ACEROS

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CAPITULO TEMPLABILIDAD

O

VII

PENETRACION

DE

TEMPLE

67. La dureza que se obtiene en el temple de los aceros y la templabilidad o penetración de temple, son dos características que se confunden con mucha frecuencia y que, sin embargo, conviene d i ferenciar con claridad. Si templamos varias clases de aceros, p o d e m o s ver que unos se endurecen más y otros menos. También vemos que la penetración de la dureza hacia el interior es también unas veces mayor que

cromo-vanadio

de

10 m / m .

de

diámetro

t e m p l a d o s en

agua.

otras. La dureza es la resistencia que o p o n e el material a la penetración, y la tem-plabilidad viene determinada por la profundidad v distribución de la dureza en el interior de las piezas. Para aclarar estos conceptos, estudiaremos lo que sucede al ensayar dos aceros, uno ordinario sin aleación con 0,45 % de carbono y otro aleado con c r o m o y vanadio de 0,40 % de C, 1 % de Cr y 0,18 % de V a .

TRATAMIENTOS

176'

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

Si templamos en agua una varilla de 10 mm. de diámetro dé cada uno de esos dos aceros, obtendremos en una sección transversal del exterior al interior las siguientes durezas : acero al carbono 57-57-56 y 55 Rockwell C ; acero cromo-vanadio 52-52-52 y 52 R o c kwell C (fig. 168). Si templamos redondos de 100 mm. de diámetro de los mismos 'aceros, obtenemos resultados .muy diferentes (fig. 169). Ahora la dureza disminuye muy rápidamente del exterior ai interior en el .acero al carbono, y en cambio, se conserva más uniforme en el acero

Durezas Rockwcll

C

J 6 - "tO -

15

Acaro

da

0 , 4 0 % da C . 1 , 0 0 % de C n 0 , 1 8 % d e Va.

100 .

Durezas

que

se

obtienen

cromo-vanadio

en

el

Figura

169

interior

de

d e 100 m / m .

redondos

de

acero

de d i á m e t r o templados en

al

carbono

y

agua.

-cromo-vanadio. Los resultados obtenidos son los siguientes: acero -al carbono, 48-26-20 y 15 Rockwell C ; acero cromo-vanadio, 50-44-3-3 y 36 Rockwell C. Estas diferencias de penetración de ia dureza se presentan por ser diferente la templabilidad de estos aceros. Vemos, pues, que la dureza y la templabilidad son cosas distintas. Las varillas de acero ordinario al carbono de 10 mm. de diámetro adquieren en el temple más dureza (57 Rockwell-C) que las del acero cromo-vanadio (52 Rockwell-C), lo cual es natural por ser el contenido en carbono ligeramente más elevado, pero en cambio

CAP.

VII.

TEMPLABILIDAD

O • PENETRACION

DE

TEMPLE

177

ia penetración de esa dureza en el redondo de 100 mm. de diámetro, o sea,, la templabilidad, es mucho menor en el acero al carbono que en el aleado. Esto tiene mucha importancia al fabricar piezas para motores y maquinaria, como se puede ver en el siguiente ejemplo : Si se quiere fabricar una pieza de 10 mm. de diámetro con 90 K g s . de resistencia, se pueden elegir muchos tipos de aceros. Si se emplean por ejemplo un acero ordinario al' carbono de 0,45 % de C, y un acero cromo - níquel - molibdeno de C = 0,32 % Cr = 0,75 ,% Ni = 2,5 % , y Mo=.0,50 % , después del temple y revenido, se obtienen los siguientes resultados: acero al carbono, R = 90 K g / m m 2 ; A —15 % . Acero cromo-níquel-molibdeno, R •• -90 K g / mm 2 ; A = 16 % . En cambio, si se necesita fabricar una'pieza que tenga 100 mm. de diámetro con aquella resistencia, se ve que al templar la pieza de acero al carbono no se puede conseguir en su interior más de 75 K g / m m 2 por muy rápidamente que se enfríe el acero en el temple, y no se puede, por lo tanto, fabricar de ninguna manera con esa clase de acero la pieza que necesitamos. En cambio, con el acero especial cromo-níquel-molibdeno, se alcanza en el núcleo central, después del temple en aceite, 145 K g / m m 2 - y después del revenido quedará con 90. K g / m m 2 y 16 % de alargamiento. Hemos visto que la templabilidad influye notablemente en los resultados cuando se ensayan piezas de bastante espesor, y en cambio, influye muy poco cuando se templan perfiles delgados, es decir, que con aceros de diferente aleación y del mismo contenido en carbono se obtienen características casi idénticas cuando se trata de pequeños diámetros y muy diferentes cuando se trata de piezas de gran espesor. Nosotros hemos obtenido con un acero corriente al carbono de 0,42 ele C, en gran cantidad de varillas de 4 mm., una resistencia de 90 K g / m m 2 y un alargamiento de 16 % , que son características excepcionales propias de los mejores aceros especiales de alta aleación. Esto ocurre porque las características mecánicas de los aceros dependen principalmente de la microestructura del material. C o m o en Ips perfiles muy delgados, cualquiera que sea la templabilidad del acero, el temple penetra hasta el corazón, la microestructura, v por lo tanto, las características son casi idénticas en todos los aceros del mismo contenido en carbono. La dureza máxima, que se pueden obtener en los aceros después

TRATAMIENTOS

178'

TERMICOS

DE

del temple, viene señalada en la figura del contenido en carbono del acero. templabilidad, depende en cambio de del tamaño de grano del acero. En los

Figura Vista

de

conjunto

de

un

taller

de

I.OS

ACEROS

65 y depei Je principalmente La penetración de temple o los elementos de aleación y aceros aleados, especialmente

170

tratamientos

térmicos

de

perfiles

laminados.

en los de bajo contenido en carbono, se ha c o m p r o b a d o , sin embarg o , que los elementos, de aleación aumentan (aunque sólo ligeramente) la dureza correspondiente al acero ordinario.

68.

Diversos métodos paro estudiar el comportamiento de los aceros en el temple

„Como el comportamiento de los aceros en el temple es de gran interés para decidir su utilización, se han desarrollado numerosos procedimientos para ponerlo de manifiesto. Entre ellos los más utilizados s o n : 1.° El examen d e . la fractura de barras templadas. 2.° El estudio de las curvas de dureza o de resistencia en el interior de barras templadas. 3." El ataque químico de las secciones transversales templadas. 4.'° La determinación de las zonas de 50 % de martensita, y 5.° El ensayo Jominy.

CAP.

VII.

TEMPLABILIDAD

O • PENETRACION

DE

TEMPLE

179

L o s factores que hay que conocer y tener en cuenta para determinar la penetración de temple de un acero son d o s : la dureza y la distribución de la dureza en el interior de las piezas. 69.

Examen de las fracturas

U n o de los procedimientos más antiguos para determinar la templabilidad es el. ensayo de. fractura de los aceros-templados. Es muy práctico y simple, aunque sólo se suele utilizar en los aceros de herramientas al carbono y."carbono-vanadio u otros de baja aleación. Consiste en preparar una serie de barretas cilindricas entalladas d e 3/4 d e pulgada (19,05 mm.) de diámetro y 125 m m . d e longitud, que son templadas en agua a temperaturas de 790'°1 Figura 171 815°-850° y 875°. Después se rompen por cito-, A s p e c t o - de la f r a c t u r a ele deis . b a r r a s ' de : a c e r o d e 0 , 9 0 '% d e . C , t e m p l a d a s a.7-90" v 850° que y sé examinan las fracturas. P o r diferencia éntre el grano de fractura, generalmente grosero en la zona central (sin templar), y f i n o el de la exterior (templado), se conoce fácilmente la profundidad de temple alcanzada en cada caso (fig. 171). 70.

Curvas de dureza de redondos de diferentes diámetros templados

Otro de los procesos empleados para reconocer la templabilidad de los aceros, consiste en determinar después del temple la d u reza en el interior de redondos de acero. Se comienza preparando por forja o laminación una serie-de b a rras de diversos diámetros, que después de un ligero torneado se dejan a medidas escalonadas, por ejemplo de 25, 50, 75, 100, 150 y 250 m m . de diámetro. L u e g o se templan esos redondos y a c o n tinuación se cortan las barras y se determinan las durezas en la sección transversal, desde la periferia al centro. Con los resultados obtenidos se puede, finalmente, construir las curvas de dureza, llamadas generalmente «curvas U » que caracterizan a cada tipo de acero. Ensayando tres aceros del mismo contenido en carbono y dife-

TRATAMIENTOS

180'

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

Temple en. aqua © Acaro*, cromo, níquel, molibdeno tí 75

> zs 50f |

\

so

w

©

Acero: cromo, molibdeno 1 1 i 475

H.5 » s\ 3"t II

it

f'-î » l

«vi

vl_

1

-

1 1 1 1

1

;

(D Acero

oX

carbono

«

« Tí í". \ 5

\«¡

i ¡ Mí

51

IL-

Figura Forma

de

efectuar

los

ensayos

de

dureza los

172

para determinar aceros.

la

penetración

de

temple

CAP.

VII.

TEMPLABILIDAD

O • PENETRACION

DE

181

TEMPLE

rentes elementos de aleación cuya composición se da a continuación en perfiles de 100, 75, 50 y 25 mm. de diámetro templados en agua hemos obtenido los resultados señalados en la figura 172. T e m p l «

Dureza

cromo n't'qual mcAifadcno

RojkwdlK

(tsmD

Curtía

R. K i ^ n m *

en.

moYtbd.lno R.Kq.^l,lr, ,

RockwillC.

Barras de

Dureza R o c V » / c U C.

2 5 , 5 o , 7 5 u l o o "Xn.de diámetro

f «mplt

cromo n « l Dureza KockweU C

ttijua

«n

cromo

moUUdtno

ae«Ut

molibdtno

D ureza

RocVweUC

Dureza dockwell C

al

corbona

40

Barras de 25, 5o, 75 y 1o.O "Xn.de diomelro F i g u r a 173 Curvas

de

dureza

de

tres

aceros

de 0,32' %

de c a r b o n o

y diferente

aleación.

(Curvas

Acero

núm.

1.

G.= 0,82 % ; C r = 0,75 % ; Ni = 2,53 % ;

Acero

núm. 2.

C = 0,32,% ; C r = l , 0 3 % ; M o = G , 2 2 % .

Acero*

núm. 3.

C = 0,32%;

M o = 0,52. Mn=0,45 %.

U.)

TRATAMIENTOS

182'

TERMICOS

D E I.OS

ACEROS

Las-curvas de la figura 173, son el resumen de los resultados o b tenidos al templar esos aceros en agua y aceite y sirven para tener una idea bastante clara del comportamiento de cada uno de ellos. 71.

Determinación de las curvas de dureza empleando discos de acero Para determinar la penetración del temple en los aceros es muy c ó m o d o el montaje que se señala en la figura 174. Del acero que se va a ensayar, se cortan discos de 10 m m . aproximadamente de espesor, del diámetro que se quiere estudiar, perforados en el centro y con las superficies planas rectificadas, para luego poder medir bien las durezas. M«c o n i z o d o Se coloca un disco del acero que se COn COVO va a ensayar entre dos cilindros del Picea del acaro mismo material (también pueden ser o en sa ijQr de acero al carbono corriente, pues en general el error será pequeño) v se sujeta todo el conjunto por medio de un tornillo pasante que le aprisiona fuertemente. D e esta forma es templado y luego se sueltan las diferentes piezas y se mide la dureza del disco con gran facilidad. 72.

Curvas de resistencia

Otro procedimiento que también se puede utilizar para conocer la F i g u r a 174 templabilidad de los aceros, todavía M o n t a j e . q u e se e m p l e a p a r a d e t e r más costoso que los anteriores, c o n m i n a r la p e n e t r a c i ó n d e t e m p l e ele siste en sacar probetas de tracción los aceros. de diferentes zonas del interior de los redondos (fig. l i o ) , después de haber sido éstos templados pre viamente. Las resistencias que se obtienen por este procedimiento y las durezas halladas en los otros citados anteriormente, son comparables y en .las aplicaciones industriales no aparecen diferencias sensibles utilizando cualquiera de esos métodos.

VII.

TEMPLAR I L I D A D

O

PENETRACION

DE

183

TEMPLE

A l efectuar este ensayo, además de tropezar con el inconveniente de que las experiencias son largas y costosas, se presenta también la dificultad de tener que cortar materiales templados de gran d u (SSO

0 75

025

bZ.

id-J=¿:. ti :-'A

m m

m

c._ Figura Forma

de o b t e n e r

las

probetas

para

redondos

de

175

conocer acero

la

resistencia

en el i n t e r i o r

de

los

templado.

reza, siendo imposible en algunos casos hacerlo con sierras ordinarias, por lo que muchas veces hay necesidad de emplear cuchillas de acero rápido, de metales duros o discos de esmeril. 73.

Ataque químico de las secciones templadas

Este ensayo es también muy práctico para conocer la profundidad de temple en algunas clases de aceros. Consiste en observar las secciones transversales de barras de aceros, rotas después del temple y atacadas posteriormente c o i ácido. S e comienza entallando las barras, luego se templan y se rompen y se planean por rectifiF i g u r a 176 cado las secciones transversales. A t a q u e c o n N i t a l 5 de l a s s e c c i o n e s t r a n s versales de dos barras de acero de 0,70 % A continuación se atacan esas de C templadas. secciones con ácido nítrico al 5 % (Nital-5), observándose que las partes que han quedado sin templar se colorean, y quedan en camb i o blancas y son muy p o c o atacadas las templadas. En la f i g u ra 176, se v e el resultado obtenido al ensayar d o s barras de acero

O

184'

TRATAMIENTOS

TERMICOS

DE I.OS

ACEROS

de 0,70 % de c a r b o n o ; una de 10 m/m. y otra de 50- m/m. de diámetro. El ensayo es algo parecido al de fractura y. al grano grueso de aquel ensayo, corresponde aquí superficie oscura y . a l grano fino,, superficie blanca sin atacar. Observando la figura 176, vemos que a pesar de ser las dos b a rras que se ensayan de la misma composición, la barra de 10 m/m.. ha quedado blanca después del ataque, es decir, ha templado toda la masa y en cambio la de 50 rn/m. no ha templado más que en la zona externa, apareciendo el núcleo central, cuya estructura es troostít.ica, sorbítica o perlítica de color negro.

Acero al carbono C= 0 . 8 0 #

Diámetros

Acero cromo - níquel

0,40/0

1

Cr=>0.75%

HÍ--ZY, Figura

177

A t a q u e c o n N i tal 5 de las s e c c i o n e s transversales y cromo-níquel

de b a r r a s ríe a c e r o ai

carbono

templadas.

Repitiendo el mismo ensayo con redondos de 12,5 a 75 mrh. de diámetro de un acero de 0,80 % de carbono y de un acero c r o m o níqüel de C = 0,40 % C r = 0 , 7 5 % , y Ni = 2 .% templados en agua, se obtienen los resultados que se pueden ver en la figura 177, d o n de claramente se observa la diferente templabilidad de ambos aceros.. En la figura 178 se pueden, ver los resultados obtenidos al ensayar, por fractura y ataque con ácido, ; tres aceros al carbono de la misma composición y diferente tamaño de grano. En este caso, c o m o el ataque se ha hecho con ácido clorhídrico en caliente, la zona martensítica aparece negra v el corazón blanco. Los aceros al carbono de grano fino que conservan poca penetración de temple aun-

i

CAP.

VII.

Temperaturas

TEMPLABILIDAD

790

„

O • PENETRACION a*.

DE 850°

TEMPLE 206 -

de temple.

S75°

Acero de pequeña

penetración de

temple.

A c e r o de

media

penetración

de

temple.

Acero

de

gran

penetración

de

temple.

§fMPS Figura Penetraciones

de

temple

que

se o b t i e n e n

desde

diferentes

en

17S

tres

aceros

temperaturas

de 11,90 % en

agua.

de c a r b o n o ,

templados

186

T R A T A M I E N T O S - -TERMICOS

DE LOS

ACEROS

calentándolos a alta temperatura, son preferidos a los de grano grueso gran penetración, para la construcción de herramientas, troqueles, cortantes, cuchillas, etc. Cuando se emplean los ensayos de fractura y ataque con ácido para determinar la penetración de temple en los aceros de herramientas al carbono, no hay duda en la interpretación porque la transición de la zona templada a la zona sin templar es muy brusca y también es rápido el paso de la estructura martensítica a las estructuras troostíticas, sorbíticas o perlíticas, más blandas que aquélla (figs. 171 y 178). Además, en esa clase de aceros el límite entre

Figura Control

cíe

la

179

penetración

de

temple.

la zona templada y la zona sin templar, suele corresponder a una estructura con 50 % de martensita y a una dureza aproximada de 50 a 55 Rockwell-C. Ese conjunto de circunstancias no se repiten, sin embargo, en los aceros de bajo contenido de carbono, en los que es más difícil conocer la profundidad de la penetración de temple, observando sólo la sección transversal rota o atacada. A pesar de ello, en estos casos también se suele tomar como zona de transición y límite entre las zonas templadas y sin templar, la zona de material Con estructura de 50' % de martensita, desarrollándose para la determinación de esa zona diversos métodos que déscribimos a continuación.

CAP.

74.

VII.

TEMPLABILIDAD

O • PENETRACION

DE

TEMPLE

187

Determinación de la zona con 50 % de martensita

El método metalografía), que es el más recomendable para determinar con precisión las zonas con 50 % ele martensita, puede ser •sustituido por otros métodos indirectos más rápidos y sencillos. A l g u n o s , c o m o el de fractura y el de ataque con ácido, convienen c o m o hemos explicado anteriormente, para aceros en los que la transición de la zona dura a la zona blanda (50 a 55 Rockwell-C), es brusca. En ellos la zona ele 50 % de martensita se halla en el Durala Rotkwttll C ——

)

Á M y1/

•

Ouraxa ntnima 0¡u4 conv « n t . t e n u q u i dcipucw dtl si».

éS

y

Aj' • 10

.Zü

.30

.«O

-50

Figura Promedio temple

de en

durezas función

martensita

que del

obtenida.

se

obtienen

contenido (Según J. M .

en.

.60

.70

.'80

.90

en

los

aceros

carbono

Hodge

(.00

% d t carbono

180

y M.

y A.

al

carbono

según

el

después

del

porcentaje

de

Orehoslíi.l

límite de separación entre la zona de grano f i n o y grano grueso que •corresponde en las secciones atacadas al límite entre la zona blanca y la negra (figs. 176 y 177). También se puede hacer esa determinación, haciendo una serie •de durezas en una sección transversal del acero templado y observando luego dónde se obtiene una dureza determinada que corresponde al 50 ,% de martensita. Esa dureza se puede conocer con ayuda de la figura 180, en la q u e se dan las durezas que tienen los aceros al carbono cuando su estructura tiene un porcentaje de martensita determinado, que se ha c o m p r o b a d o experimentalmente que es cons-

TRATAMIENTOS- -TERMICOS D E LOS

188

ACEROS

tante y depende exclusivamente del contenido en carbono. En los aceros aleados esa dureza suele ser ligeramente superior, llegando a ser en el caso máximo cuatro puntos Rockwell C más elevada que la correspondiente a los aceros sin aleación. Se observará que las durezas máximas que se señalaron en la f i gura 65 para diversos contenidos en carbono, son algo superiores a las de 99,9 % de martensita de la figura 180. Esto es debido, a que las últimas corresponden a un- promedio de los resultados industriales, en los que algunas veces no se reúnen las condiciones ideales para alcanzar la dureza máxima, como son la temperatura y velocidad de enfriamiento suficientes, completa homogeneidad de la austenita, ausencia de carburos y partículas sin disolver en la austenita, y en cambio, las señaladas en el capítulo III son las máximas conseguidas en ensayos de laboratorio efectuados en las mejores condiciones. Otro procedimiento para hacer esa determinación, consiste en buscar eb punto de inflexión de las curvas de dureza de las secciones transversales, que suele corresponder con bastante aproximación precisamente a la zona de 50 % de martensita. En la tabla X I V , se dan los resultados de unos ensayos efectuados por G . R . Brophy y A . J.-Miller con diversos aceros para hacer esa determinación, empleando los tres procedimientos citados. El contenido en carbono era aproximadamente 0,36 <% de C y el porcentaje de níquel variaba de 0,05 a 5,06 % . Los resultados, como se puede observar, son muy concordantes. TABLA

Distancia de la zona de 50 °/q de martensita al punto de referencia de la periferia en pulgaoas

Porcentaje de elemento en el acero

Media de 3 exámenes

Dureza de 50 o / j de

metalográficos

marlensiia

Punto de inf.exlón

o/0 de C

o/0 de Ni

0,380

0,05

0,138

0,13

0,13

0,360

0,49

0,15

0,155

0,14

0,98

0,16

0,16

0,16

0,183

0,195

0,18

0,360

Tabla

X I V

0,350

1,99

0,360

2,90

0,40

0,43

0,38

0,350

5,06

0,69

0,72

0,70

comparativa

de

los

resultados

sita

en

6

aceros,

obtenidos utilizando

al d e t e r m i n a r diversos

la z o n a

de

procedimientos.

50

%

de

marten-

CAP.

VII.

TEMPLABILIDAD

O • PENETRACION

DE

189

TEMPLE

Aunque generalmente se considera, que el temple de un acero es iceptable, cuando la microestructura está formada por lo menos con DUREZAS

ll^lil

DIAMETRO DE 1 LAS

BARRAS

li I 'I 11 I 2

40

3

60

80

4

'

V2 1

100 10 2 0

u I u L_l— —ü—jJ—u—1—íJ—Li—I— 20 2

40

Figura Durezas y

porcentajes

de m a r t e n s i t a

3

60

4

80

V 2 .l

100 10 2 0

2

40

3

60

PULGADAS

8 0 MILIMETROS

181

máximos

y mínimos

que

se o b t i e n e n e n

ia

s u p e r f i c i e , m i t a d del r a d i o y c e n t r o de r e d o n d o s d e a c e r o d e 10 a 100 m / m . d e d i á metro Contenidos

templados

en c a r b o n o

en a g u a variable

o

aceite.

de 0 , 2 0

M n = 0 , 9 0 % ; C r = 0 , 5 0 % ; N i = 0,20 % ;

a 0,50 Mo=0,55

%. %.

190'

TRATAMIENTOS

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

50 •% de martensita, se ha c o m p r o b a d o sin embargo, recientemente, que para conseguir después del temple y revenido las mejores c a racterísticas mecánicas, el porcentaje de martensita debe ser un p o c o mayor y variable entre el 50 y 90 % , según el contenido en c a r b o n o del acero, c o m o se puede ver en la figura 180, en la que se señala también las durezas mínimas que deben conseguirse después del temple para obtener luego, después del revenido, las mejores características. Con ayuda de los gráficos de la figura. 181, se pueden conocer las durezas y los porcentajes de martensita máximos y mínimos que se consiguen en la superficie, mitacl del radio y centro de diversos aceros de la serie A . l . S . l . 8 . 6 0 0 H templados, en agua o en aceite. L o s gráficos están preparados para aceros de contenido en carb o n o variable entre 0,20 y 0,50 % , y sirven para redondos de 10 a 100 mm. de diámetro. 75.

Diámetro crítico ideal

Hasta 1935, en que Grossmann dió a conocer sus trabajos sobre el «diámetro crítico ideal», no se llegó a poder expresar numéricamente la templabilidad de los aceros. Las cifras que da Grossmann c o m o diámetros críticos ideales, son valores absolutos que sirven para conocer comparativamente la templabilidad correspondiente a un acero de composición y tamaño.de grano determinado. Se denomina «diámetro, crítico ideal» Di de un acero, al diámetro (expresado en pulgadas) del mayor redondo de ese acero, en cuyo centro se consigue una estructura microscópica con 50 % de martensita, después de ser enfriado desde la temperatura de temple, en un medio de enfriamiento teórico, cuya capacidad de absorción de calor fuese infinita. Empleando ese medio teórico de enfriamiento, se conseguiría que la temperatura de la superficie de la barra bajase instantáneamente a la temperatura del medio de temple y se mantuviera así durante todo el proceso de enfriamiento. El diámetro ideal teórico se puede determinar prácticamente en la forma que a continuación señalamos Se halla primero para un acero y para un medio de enfriamiento el «diámetro crítico» De, que es el diámetro (expresado en pulgadas) del mayor redondo, en el que después del temple en ese medio de enfriamiento, se consigue en el corazón una estructura con 50 % de martensita. Esto quiere decir, que un acero tiene para cada medio de enfriamiento un diámetro crítico f i j o .

CAP.

VII.

TEMPLAB1LIDAD

O

PENETRACION

DE

191

TEMFLE

Si se quiere determinar el diámetro crítico correspondiente a un acero de 0,41 •.% de C 0,60 % de Cr y 1,20' % de Ni- templado en agua, se prepara una serie de redondos de diferentes diámetros que se templan en agua. Luego se cortan transversalmente las barras, observándose el efecto del temple en las secciones transversales y se determina la situación de la zona de 50 '.% de martensita empleando uno de los medios explicados anteriormente, en nuestro caso (fig. 182) se ha empleado el ataque con ácido. Luego se construye (fig. 183) la curva correspondiente a ese

Temp/e en aqua

Figura Profundidades

de

d e 0,41 % d e C ;

temple 0,60 %

que

se

1S2

obtienen

de C r y 1,20 %

en

diversos

de N i ,

redondos

de

un

t e m p l a d o s en a g u a y

acero aceite..

ensayo (temple gn agua), tomando en cada caso en abscisas el diámetro D del redondo (en pulgadas) que se ha ensayado, y en ordenadas el diámetro D u de la zona que ha quedado sin templar (con menos de 50 % de martensita). La intersección de la curva que determinan los puntos obtenidos en el ensayo, con el eje de abscisas, señala el valor del diámetro crítico correspondiente al acero que se está ensayando templado en agua. Esa intersección nos señala el diámetro del redondo en el que no ha quedado ninguna parte sin templar, Dm = 0. En nuestro caso el diámetro crítico-

TRATAMIENTOS- -TERMICOS D E LOS

192

ACEROS

es 1,80. Ensayando el mismo acero con enfriamiento en aceite, encontramos 1,2 como valor del diámetro crítico. Para hallar luego el diámetro crítico ideal, se determina previamente en la tabla X V el valor numérico de la severidad de temple correspondiente al enfriamiento empleado, que depende del medio y del grado de agitación del líquido y de la pieza, que en nuestro caso es 1,5, por ser el que corresponde al agua tranquila con ligero movimiento de la pieza. Esa tabla fué preparada por Grossmann y sus colaboradores, designando con el nombre Diámetro de la de severidad de temple zona sin templar (H) los valores del poder Du refrigerante de los diferentes medios de enfriamiento, dándoles valores numéricos comprendidos entre 0,02 para el aire tranquilo, hasta 12 para el agua en movimiento 7hmp/e en muv violento, tomando aceite x o m o unidad el coefiTemple en ciente correspondiente al A ayua agua tranquila. Cuando se quiere hacer esta determinación c o n precisión, se utiliza en lugar de esta tabla un gráfico especial, que sirve para Oidmetro de la barra conocer con más exactiF i g u r a 183 tud, de acuerdo con las D e t e r m i n a c i ó n d e los d i á m e t r o s c r í t i c o s d'e un a c e r o curvas de la figura 183, t e m p l a d o en a g u a y a c e i t e . ' . la severidad de temple realmente conseguida en la experiencia.

/

1

Finalmente, en el gráfico 184, preparado también por Grossmann, se determinan el diámetro crítico que corresponde a una severidad de temple de valor infinito, al que sé llama ((diámetro crítico ideal». Para ello, en la figura 184 b u s c a m o s ; e n l a cúrva H i = l , 5 , que corresponde al enfriamiento en agua tranquila con ligero movimiento de la pieza (severidad de temple 1,5), el valor 1,80 del diámetro crítico hallado anteriormente, y se obtiene el valor de 2,50, que es el del ((diámetro crítico ideal del acero» que se está ensayando. Si quisiéramos determinar el diámetro crítico ideal con los da-

CAP.

VII — T E M P L Á B I L l D A D

O PENETRACION

TABLA

Pieza v medio de enfriamiento tranquilo

Aceite

0,02

Gran m o v i m i e n t o de la pieza o ducha del líquido

'

Agua salada

Agua

2,2'

1

0,3 •

Pieza movida m o d e r a d a mente v medio de enfriamiento tranquilo ... Pieza agitada fuertemente v medio de enfriamiento tranquilo

193

TEMPLE

X V

Aire

Clase de enfriamiento

DE

0,4-0,6

1,5-3

-

0,6-0,8

3-6

—

1-1,7

—

7,5

6-12

S e v e r i d a d d e t e m p l e ( H ) de d i v e r s o s m e d i o s d e

enfriamiento.

Vator de 0¡ (Diámetro crítico rdea/J Figura <jráfieo

que relaciona los

los d i á m e t r o s

diámetros

críticos

1S4

críticos, ideales

las severidades de l o s

aceros.

de

temple >

^ '

y

194'

TRATAMIENTOS

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

tos obtenidos al templar en aceité, hallaríamos en la curva H— 0,5 (severidad de temple), el valor 1,2 del diámetro crítico correspondiente al enfriamiento en aceite que nos-señalará también 2,5 para el diámetro crítico ideal. Con ayuda de la figura 184, también se puede determinar para un acero dado, en que se conozca el diámetro crítico ideal (dado por ejemplo en el catálogo de la acerería) el diámetro crítico correspondiente a un medio de enfriamiento determinado. Ejemplo.—Para un acero cromo-níquel se fija en el catálogocomo «diámetro crítico ideal» 2,9. Empleando para el temple aceite tranquilo (severidad de temple 0,3), el diámetro crítico será 1,2 (fig. 184). Enfriándolo en agua tranquila con ligero movimiento de la pieza, severidad de temple 1,5, el diámetro crítico será 2,2. Esto quiere decir, que en el primer caso el mayor redondo en ei que en el centro se obtiene 50 % de martensita, será el de 1,2 p u l g a das de diámetro. Templándolo en agua tranquila con ligero movimiento de la pieza, se conseguirá 50 % de martensita en un redondo de 2,2 pulgadas de diámetro.

'Un

horno • continuo y automático

para

vi t e m p l e

de

ballestas.

CAPITULO ENSAYO

VIII

JOMINY

76. El ensayo Jominy ha adquirido a partir de 1940, una d i vulgación extraordinaria debido principalmente a que los datos que se obtienen en el mismo, han facilitado notablemente el c o n o cimiento de ciertas propiedades de los aceros y además ha servido también, para aclarar algunas dudas que existían sobre la utilidad de determinados elementos de aleación v sobre la. eficacia d e ciertas combinaciones de elementos aleados. Hasta hace p o c o s años la selección de los aceros especiales, se hacía casi siempre de acuerdo con la composición química, a pesar de que se sabía, que con frecuencia discrepaban bastante, los resultados que se obtenían con aceros del mismo análisis, que además cumplían las especificaciones de composición normalmente establecidas. Sin embargo, a pesar de estas irregularidades, el sistema % se seguía utilizando, porque en general es más fácil hacer el a n á lisis químico de un acero, que determinar sus propiedades mecánicas en diferentes espesores, que era lo que ''verdaderamente interesaba al consumidor, y estas determinaciones se hacían muy rara vez por ser muy lentas y costosás, ya que exigían templar diferentes perfiles en agua, aceite o al aire, revenirlos a diversas temperaturas, mecanizar luego' las probetas y hacer los ensayos mecánicos c o rrespondientes.. Más recientemente, a medida que se fueron conociendo mejorías propiedades de los aceros, ya no se consideraban tan decisivas las especificaciones de la composición química, y en cambio, se f u é dando cada vez más imoortancia a otros factores, como-el tamañode grano, l a templabilidad, etc. Al necesitar los consumidores, aceros con características m e c á nicas cada vez más precisas, hubo que estrechar mucho los límites de composición, siendo necesario exigir además en algunos c a sos, la cumpl¡mentación de determinados equilibrios entre los elementos de aleación, señalándose por ejemplo, que cuando el carb o n o se encontraba en el límite superior de la especificación, el manganeso debía estar en el más b a j o o que los porcentajes de carb o n o y manganeso, no debían de exceder de ciertos límites, etc. Con estas precauciones se consiguió más regularidad en las característi-

.217 T R A T A M I E N T O S

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS

cas de los aceros, pero para cumplir estas condiciones, se llegó a precios muy elevados, con notable perjuicio en la marcha de las.acererías. Ante esas dificultades, interesaba mucho disponer de algún ens a y o sencillo que permitiera conocer rápidamente ciertas propiedades de los aceros, que sirviera para fijar condiciones de recepción y para ensayar de una forma sencilla los aceros que recibiría -el consumidor. El ensayo Jominy ha resuelto algunas de las dificultades que se presentaban para hacer esa selección. Los resultados que se obtienen en este ensayo, dependen fundamentalmente de la velocidad crítica de temple del acero, cuyo valor -viene reflejado en las curvas que se obtienen en cada caso. También señala las durezas máximas y mínimas que aproximadamente se pueden obtener con cada acero, la influencia de los diferentes ele.mentos de aleación sobre la velocidad crítica de temple, y se puede medir la templabilidacl y prever los resultados que se obtendrán templando en agua,, aceite, etc., barras de diferente espesores. Además, el valor de este ensayo, aumenta, al haberse comprobado que muchas de las.propiedades mecánicas ordinarias del acero, •tales c o m o la resistencia a la tracción, límite elástico, estricción y -alargamiento, son función de la dureza del acero y ésta a su vez, 'es función de la microestructura. Con los datos que se obtienen, .se llega a conocer las velocidades de enfriamiento que son necesarias para.conseguir una dureza, una microestructura y un conjunto
CAP.

VIII.

ENSAYÓ

JÓSiíÑY

Í9T

Las probetas deben obtenerse de perfiles de mas de 28 mm. d e espesor, para que después del mecanizado quede eliminada cualquier capa superficial descarburada que pudiera existir. Antes de comentar el mecanizado, se normaliza el material a una temperatura 800, más elevada que el punto Ac 3 , para regularizar las condiciones del ensayo. El calentamiento para el temple se hace a. una temperatura 60° más elevada que el puntoAc.j, debiendo colocarse la probeta en el horno, dentro de un molde de grafito o de una caja con viruta de .fundición, para evitar descarburaciones u oxidaciones superficiales. El acero debe permanecer a ¡a temperatura de austenización

Figura F i g u r a 1S5 Probeta

Jominv

Instalación normal.

probeta

para

186 el

Jominy

temple

de

la

normal.

treinta minutos aproximadamente. La colocación de la probeta en el aparato de enfriamiento, debe ser muy rápida para evitar q u e descienda demasiado la temperatura del acero antes de iniciarse el temple por la base, debiendo efectuarse esta operación en menos de cinco segundos. El enfriamiento con el chorro de agua se hará d u rante diez minutos, y luego se puede enfriar ya la probeta totalmente en agua o al aire, sin peligro de que se modifiquen los resultados. Empleando este método de ensayo, se consiguen en la probeta velocidades de enfriamiento variables desde 333,3°/seg. a2,2°/seg. (600° a 4° Eahrenheit/seg.). Terminado el enfriamiento se planean dos generatrices de la probeta situadas a 180°, rebajando 0,5 mm. de profundidad aproxi-

TRATAMIENTOS

198'

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

aliadamente, debiendo evitarse que en esta operación se caliente la

DUREZA ftOCKWGU C.

Kfl/mm'

11

,,

te

i

la

so

ai

30

1 li

3«

I S/i

1/10 4 a p u l g a 4 *

pulgacUi

t

D I S T A N C I A A L E X T R E M O DB LA P R O B E T A T E M P L A D A

Figura Forma

de obtener

187

la c u r v a J o m i n y

C = 0 ; 3 2 %,- Mn=0,61 %,

Cr=-1,03 %

d e un a c e r o

de

y Mo=0,23 % "

probeta por encima de 100°. Luego se mide la dureza en la línea central de la superficie 5 ? ' H Ts plana, en puntos situa¿rdos a intervalos de 1/16 t r r / " 3 ' " 11' de pulgada, apoyando la 2 Ü T 3/" probeta en un bloque en I H forma de V , y se dibuja F i g u r a 188 con los valores obtenidos P r o b e t a J o m i n y t i p o - L , u s a d a p a r a el e n s a y o de la curva Jominy corresa c e r o s de b a j a t e m p l a b i l i d a d . pondiente. En este gráfico se marcan en ordenadas durezas Rockwell-C y en abscisas distancias a la base templada (fig. 187). . Para los aceros de baja templabilidad, se üsa la probeta lipo-L (fig. 188), la cual es en parte hueca y tiene solamente dos pulgadas

CAP.

Vili.

ENSAYO • JOM'NY

199

de longitud. Empleando la probeta normal para ensayar aceros de poco poder templante, los resultados son menos precisos que ios que se obtienen empleando la probeta L, porque en ésta, la disminución de la dureza es menos brusca que en aquélla, y las curvas que se obtienen dan un margen de medida más amplio. Durante el ensayo se mantiene constante la presión del agua de enfriamiento, utilizando un depósito con un nivel permanente, para que la altura del chorro sea de 2,5 pulgadas. La cara inferior de la probeta se sitúa a media pulgada de distancia del orificio de Dureza R o c í e vvail-C

Kg/mm" 0.80% Cr -

0 . 2 5 % H o - 1 a i % Hi r Alta k«mplabilietad

Madia t«mplabiliela«t

Cilindroa miottpm mlnntro i

o,¿oxc

Baja templab'ilidad

Me d «

pulgada pulgadas

DISTANCIA A l I X T M M O O I LA PROBETA TEMPLADA

F i g u r a 189 Curvas Jominy

de v a r i o s

aceros

de 0,40 % de c a r b o n o de a l e a c i ó n .

y

diferentes, elementos '

salida. (En la probeta L 4 y 1 pulgadas.) El orificio es de media pulgada de diámetro. El lugar de la barra o de la pieza de donde se obtienen las probetas para el ensayo Jominy, tiene bastante importancia, porque las segregaciones que existen en los aceros ejercen una influencia bastante sensible en' los resultados. Por ese motivo la íemplabilidad en la cabeza del lingote suele ser mayor que en el centro, }' esta es también mayor que la del pie. Por el mismo motivo en barras gruesas, hay diferencias entre las zonas superficiales y <*1 centro, siendo algunas veces, ligeramente superior la templabilidad

200'

TRATAMIENTOS

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

y la dureza máxima en la periferia que en el centro, presentándose en otras ocasiones el caso contrario. 77.

Curvas Jominy

El estudio de las curvas Jominy facilita mucho el conocimientode las propiedades de los aceros después del temple (figs. 189 y 190). Las primeras conclusiones que se sacan de estas observaciones son las siguientes : l . " La máxima dureza que se obtiene en el temple de los a c e ros es función del contenido en carbono. ENSAYO

i

4 14

«

8 I,f

io

tt 34

14

ta 1

ii

JOMINY

to 114

••

t
»

ia 30 11/4

ai I

Vil

pulqoda pulpados

DISTANCIA AL EXTREMO DS LA P R O B E T A TEMPLADA

Figura Curvas Jominy

190

de d i v e r s o s a c e r o s de d i f e r e n t e c o n t e n i d o en c a r b o n o y los m i s m o s elementos M n = 0,50 % ;

de

aleación.

Ni = l,75 % ;

Mo=0,25 %

2.a La presencia de elementos de aleación en los aceros, p e r mite obtener después del temple durezas elevadas aun empleándose bajas velocidades de enfriamiento. 3.a Pequeñas cantidades de elementos aleados convenientemente seleccionados, ejercen una influencia más efectiva en la templabilidad q u e ' u n gran porcentaje d e un solo elemento. L a curva 1 de la figura 189, es típica de un acero de alta t e m -

CAP.

VIII.

ENSAYO

JOMINY

201-

plabilidad, y la curva 5, corresponde en cambio, a un acero al carbono de muy poca penetración de temple, pudiéndose observar que en esta última, a 1/4 de pulgada de la base templada, la dureza R o c k w e l l - C es muy baja. Al obtenerse en todas las curvas de la figura 189 la misma d u reza máxima aproximadamente, se comprende que ésta dependeprincipalmente del contenido en carbono y que no se modifica sensiblemente con los elementos de aleación. En cambio, en las curvas de la figura 190 se observan claramente c ó m o al aumentar el p o r centaje en carbono, aumentan las durezas que se obtienen despuésdel temple. 78.

Bandas de templabilidad

D e b i d o al gran desarrollo adquirido por el ensayo Jominy, la uSociety of Automotive Engineers» v el ((American I ron & Steel Institute», han establecido para la mayoría de los aceros aleados.

Figura Bandas

de t e m p l a b i l i d a d

de d o s

aceros

191

al m a n g a n e s o

v dos. a c e r o s

cromo-molibdeno.

de construcción, curvas máximas y mínimas de templabilidad quelimitan unas zonas dentro de las cuales deben de estar situadas lascurvas Jominy de cada acero. A los aceros que cumplen una determinada banda de t e m p l a b i lidad, se les ha ampliado la designación A . I . S . I o S . A . E . normal,.

.202

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS

añadiéndoles una letra H que señala que el acero se ha fabricado para cumplir una cierta especificación de templabilidad. ( H . Hardenability.) Estas curvas se utilizan c o m o especificaciones de recepción de numerosos tipos de aceros, y en muchos casos se están sustituyendo •determinadas especificaciones de composición química, por las bandas de templabilidad. En la figura 191 se pueden ver las bandas de templabilidad c o rrespondientes a dos aceros al manganeso v dos aceros c r o m o - m o libdeno. 79.

Determinación de la curva Jominy en función de la composición y del tamaño del grano

En 1942, M . A . Grossmann, Director de Investigación de « C a r jiegie-Illinois Steel Corporation», dió a conocer un método para •determinar la templabilidad de los aceros con una aproximación de un 10 a un 15 % , en función de la composición y del tamaño de grano. En este procedimiento se determina primero la templabilidad. base de cada acero, que depende en cada caso del contenido en carbono y del tamaño de grano, y luego se multiplica ese valor por diversos factores que dependen del contenido de cada uno de los elementos de aleación que tiene el acero que se estudia. L o s resultados obtenidos al emplear ese método, son muy concordantes •con los que se obtienen experimentalmente en los aceros ordinarios y de baja aleación de 0,30 a 0,50 % de carbono ; en cambio, al determinar la templabilidad de los aceros de 0,20 a 0,30 % de carb o n o , se obtienen durezas demasiado elevadas, y para los aceros de alto contenido en carbono y para los de alta templabilidad, los resultados son p o c o exactos. Posteriormente y tomando c o m o base ese trabajo, se han dado a conocer otros procedimientos para determinar la curva Jominy de los aceros, en función de su c o m p o s i ción y del tamaño de grano, en los que se comienza siempre por determinar primero el diámetro crítico ideal. U n o de los procedimientos más prácticos, es el debido a Joseph Eield, que describimos con un ejemplo a continuación. La composición del acero cuya curva Jominy se quiere determinar, es la siguiente : C =0,40 %

.VI n = 0,80 %

Si = 0 , 2 5

Ni = 0,50 .%

Cr = 0 , 5 0 %

M o = 0,25 %

y su tamaño de grano es 7.

%

CAP.

Vili.

ENSAYO

TABLA

C

203

JOM1NY

X V I - A

tamaño de grano Mo

Hc-1/16"

* «.01 0.02 0.03 0.04 0.05

#5 0.0380 0.0550 0.0680 0.0791 0.0883

#6 0.0340 0.0510 0.0629 0.0727 0.0814

#7 0.0319 0.0460 0.0578 0.0672 0.0750

#8 0.0300 0.0430 0.0538 0.0619 0.0697

Mn 1.033 1.067 1.100 1.133 1.167

Si 1.007 1.014 1.021 1.028 1.035

Ni 1.004 1.007 1.011 1.015 1.018

Çr 1.0216 1.0432 1.0648 1.0864 1.1080

1.03 1.06 1.09 1.12 1.15

0.06 0.07 0.08 0.09 0.10

0.0949 0.1050 0.1122 0.1191 0.1259

0.0888 0.0960 0.1029 0.1090 0.1153

0.0821 0.0891 0.0957 0.1014 0.1065

0.0762 0.0833 0.0888 0.0941 0.0995

1.200 1.233 1.267 1.300 1.333

1.042 1.049 1.056 1.063 1.070

1.022 1.026 1.029 1.033 1.036

11296 1.1512 1.1728 1.1944 1.2160

1.18 1.21 1.24 1.27 1.30

0.11 0.12 0.13 0.14 0.15

0.1319 0.1373 0.1430 0.1480 0.1528

0.1217 0.1268 0.1320 0.1368 0.1413

0.1121 0.1177 0.1221 0.1270 0.1315

0.1041 Ó.1088 0.1137 0.11,75 0.1212

1.367 1.400 1.433 1.467 1.500

1.077 1.084 1.091 1.098 1.105

1.040 1.044 1.047 1.051 1.055

1.2376 1.2592 1.2808 1.3024 1.3240

1.33 1.36 1.39 1.42 1.45

39.5 40.0 40.5 41.0 41.5

0.16 0.17 0.18 019 0.20

0.1579 0.1622 0.1670 0.1720 0.1761

0.1460 0.1500 0.1542 0.1583 0.1623

0.1355 0.1399 0.1438 0.1474 0.1509

0.1250 0.1287 0.1322 0.1361 0.1400

1.533 1.567 1.600 1.633 1.667

1.112 1.119 1.126 1.133 1.140

1.058 1.062 1.066 1.069 1.073

1.3456 1.3672 1.3888 1.4104 1.4320

1.48 1.51 1.54 1.57 1.60

42.0 42.5 43.0 44.0 44.5

0.21 0.22 0.23 0.24 0.25

0.1810 0.1855 0.1897 0.1939 0.1980

0.1662 0.1701 0.1741 0.1780 0.1820

0.1542 0.1579 0.1614 0.1642 0.1678

0.1436 0.1462 0.1499 0.1528 0.1560

1.700 1.733 1.767: 1.800 1.833

1.147 1.154 1.161 1.168 1.175

1.077 1.080 1.084 1.088 1.091

1.4536 1.4752 1.4968 1.5184 1.54

1.63 1.66 1.69 1.72 1.75

45.0 45.5 46.0 47.0 47.5

0.26 0.27 0.28 0.29 0.30

0.2021 0.2060 0.2099 0.2138 0.2172

0.1857 0.1891 0.1923 0.1960 0.1991

0.1712 0.1743 0.1779 0.1814 0.1849

0.1589 0.1619 0.1642 0.1672 0.1700

1.867 1.900 1.933 1.967 2.000

1.182 1.189 1.196 1.203 1.210

1.095 1.098 1.102 1.106 1.109

1.5616 1.5832 1.6048 1.6264 1.6480

1.78 1.81 1.84 1.87 1.90

48.0 48.5 49.0 49.5 50.0

0.31 0.32 0.33 0.34 0.35

0.2205 0.2240 0.2272 0.2300 0.2339

0.2022 0.2059 0.2088 0.2120 0.2154

0.1879 0.1911 0.1941 0.1969 0.2000

0.1733 0.1760 0.1790 0.1819 0.1842

2.033 2.067 2.100 2.133 2.167

1.217 1.224 1.231 1.238 1.245

1.113 1.117 1.120 1.124 1.128

1.6696 1.6912 1.7128 1.7344 1.7560

1.93 1.96 1.99 2.02 2i05

50.5 51.5 52.0 53.0 53.5

0.36 0.37 0.38 0.39 0.40

0.2368 0.2401 0.2431 Ó.2460 0.2492

0.2181 0.2214 0.2241 0.2273 0.2300

0.2023 0.2052 0.2079 0.2107 0.2130

0.1869 0.1900 0.1922 0.1950 0.1976

2.200 2.2332.267 2.300 2.333

1.252 1.259 1.266 1.273 1.280

1.131 1.135 1.139 1.142 1.146

1.7760 1.7992 1.8208 1.8424 .1.8640

2.08 2.11 2.14 2.17 2.20

54.0 54.5 55.0 55.5 56.0

0.41 0.42 0.43 0.44 0.45

0.2522 0.2559 0.2586 0.2618 0.2642

0.2331 0.2360 0.2390 0.2420 0.2440

0.2159 0.2181 0.2209 0.2233 0.2259

0.2000 0.2021 0.2042 0.2065 0.2090

2.367 2.400 2.433 2.467 2.500

1.287 1.294 1.301 1.308 1.315

1.150 1.153 1.157 1.160 1.164

1.8856 1.9072 1.9288 1.9504 1.9720

2.23 2.26 2.29 2.32 2.35

56.5 57.0 58.0 58.5 59.0

0.46 0.47 0.48 0.49 0.50

0.2672 0.2701 0.2733 0.2762 0.2800

0.2465 0.2495 0.2521 0.2549 0.2580

0.2280 0.2301 0.2325 0.2352 0.2380

0.2117 0.2139 0.2159 0.2180 0.2200

2.533 2.567 2.600 2.633 2.667

1.322 1.329 1.336 1.343 1.350

1.168 1.171 1.175 1.179 1.182

1.9936 2.0152 2.0368 2.0584 2.0800

2.38 2.41 2.44 2.47

60.0 60.5 61.0 61.5 62.0

0.51 0.52 0.53 0.54 0.55

0.283 0.286 0.289 0.292 0.294

0.263 0.266 0.268 0.271 0.273

0.242 0.244 0.246 0.249 0.251

0.223 0.225 0.227 0.229 0.231

2.700 2.733 2.767 2.800 2.833

1.357 1.364 1.371 1.378 1.385

1.186 1.190 1.193 1.197 1.201

2.1016 2.1232 2.1448 2.1664 2.1880

o o II

:

—

39.0

62.5 63.0 63.5 63.6 64.0

T a b l a p a r a d e t e r m i n a r en f u n c i ó n de la c o m p o s i c i ó n y del t a m a ñ o de g r a n o d e c a d a acero,

su d i á m e t r o c r í t i c o

ideal y a

la d u r e z a q u e s o 1 / 1 6 de l a b a s e .

alcanza

en la p r o b e t a

Jominy


TABLA

C

DE

IOS

ACEROS

X V I - B

tamaño de grano

%

#ü

il

ti

#8

Mu

Si

Ni

Cr

0.56 0.57 0.58 0.59 0.60

0.297 0 300 0.303 0.305 0.308

0.275 0.277 0.280 0.282 0.284

0.253 0.256 0.258 0.260 0.262

0.233 0.235 0.237 0.239 0.241

2.867 2.900 2.933 2:967 3.000

1.392 1.399 1.406 1.413 1.420

1.204 1.208 1.212 1.215 1.219

2.2096 2.2312 2.2528 2.2744 2.2960

0.61 0.62 0.63 0.64 0.65

0.311 0.314 0.316 0.319 0.321

0.287 0.289 0.291 0.293 0.295

0.264 0.267 0.269 0.271 0.273

0.243 0.245 0.247 0:249 0.251

3.033 3.067 3.100 3.133 3.167

1.427 1.434 1.441 1.448 1.455

1.222 1.226 1.230 1.233 1.237

2.3176 2.3392 2.3608 2.3824 2.4040

0.66 0.67 0.68 0.69 0.70

0.324 0.326 0.329 0.331 0.334

0.297 0.299 Ó.301 0.303 0.306

0.275 0.277 0.279 0.281 0.283

0.253 0.255 0.257 0.259 0.260

3.200 3.233 3.267 3.300 3.333

1.462 1.469 1.476 1.483 1.490

1.241 1.244 1.248 1.252 1.255

2.4256 24472 2.4688 2.4904 2.5120

0.71 0.72 0.73 0.74 0.75

0.336 0.339 0.341 0.343 0.346

0.308 0.310 0.312 0.314 0.316

0.285 0.287 0.289 0.291 0.293

0.262 0.264 0.266 0.268 0.270

?.367 3.400 3.433 3.467 3.500

1.497 1.504 1.511 1.518 1.525

1.259 1.262 1.266 1.270 1.273

2.5336 2.5552 2.5768 2.5984 2.62

0.76 0.77 0.78 0.79 0.80

0.348 0.350 0.352 0.354 0.356

0.318 0.320 0.322 0.324 0.326

0.295 0.297 0.299 0.301 0.303

0.271 0.273 0.275 0.276 0.278

3.533 3.567 3.600 3.633 3.667

1.532 1.539 1.546 1.553 1.560

1.276 1.280 1.284 1.287 1.291

2.6416 2.6632 2.6848 2.7064 2:7280

0.81 0.82 0.83 0.84 0.85

0.358 0Í60 0.362 0.364 0.366

0.328 0.330 0.332 0.334 0.336

0.305 0.307 0.309 0.310 0.312

0.280 0.282 0.284 0.286 0.287

3.700 3.733 3.767 3.800 3.833

1.567 1.574 1.581 1.588 1.595

1.294 1.298 1.301 1.306 1.309

2.7496 2.7712 2.7928 2.8144 2.8360

0.86 0.87 0.88 0.89 0.90

0.368 0:370 0.372 0.374 0.375

0.338 0.340 0.342 0.344 0.346

0.314 0.316 0.318 0.319 0.321

0.289 0.291 0.293 0.294 0.296

3.867 3.900 3.933 3.967 4.000

1.602 1.609 1.616 1.623 1.630

1.313 1.317 1.320 1.324 1.321

2.8576 2.8792 2.9002 2.9224 2.9440

0.91 0.92 0.93 0.94 0.95

4.033 4.067 4.100 4.133 4.167

1.637 1.644 1.658 1.665

1.331 1.334 1.338 1.343 1.345

2.9656 2.9872 3.0088 3.0304 3.0520

0.96 0.97 0.98 0.99

4.200 4.233 4.267 4.300 4.333

1.672 1.679 1.686 1.693 1.700

1.349 1.352 1.356 1.360 1.364

3.0736 3.0952 3.1168 3.1384 3.1600

1.00'

J.651

1.01 1.02 1.03 1.04 1.05

4.367 4.400 '4.433 4.467 4.500

1.707 1.714 1.7Ç1 1.728 1.735

1.367 1.370 1.375 1.378 1.382

3.1816 3.2032 3.2248 3.2464 3.2680

1.06 1.07 1.08 1.09 1.10

4.533 4.567 4.600 4.633 4.667

1.742 1.749 1.756 1.763 1.770

1.386 1.389 1.393 1.396 1.400

3.2896 3.3112 3.3328 3.3544 3.3760

Mo S

0 X

CO

O O

Rc-1/16" 64.0 64.5 64.5 64.5 65.065 65 65 65 65

•*)

O O "I ll S O X + 0 0

65 65 65 65 65 65 65 65 65 65 65 65 65 65 65

^ P3 O O

>1 11

S 0

X

CO

i

ó 0

65 65 65 65 65 65 65 65 65 65

CAP.

VIII.

ENSAYO

TABLA

q

205-

JOMINY

X V I - C

tamaño de grano . 4.700 4.733 4.767 4.800 4.833

Sí 1.777 1.784 1.791 1.798 1.805

1.403 1.406 1.411 1.414 1.418

Gr 3.3976 3.4192 3.4408 3.4624 3.4840

4.867 4.900 4.933 4.967 5.000

1.812 1.819 1.826 1.833 1.840

1.422 1.426 1.429 1.433 1.437

3.5056 3.5272 3.5488 3.5704 3.5920

1.21 1.22 1.23 1.24 1.25

5.051 5.102 5.153 5.204 5.255

1-847 1.854 1.861 1.868 1.875

1.440 1.444 1.447 1.450 1.454

3.6136 3.6352 3.6568 3.6784 3.700

1.26 1.27 . 1.28 1.29 1.30

5.306 5.'357 5.408 5.459 5.510

1.882 1.889 .1.896 1.903 1.910

1.458 1.461 1.465 1.470 1.473

3.721'6 3.7432 3.7648 3.7864 3-.8080

1.31 1.32 1.33 1.34 1.35

5.561 5.612 5.663 5.714 5.765

1.917 1.924 1.931 1.938 1.945

1.476 1.481 1.484 1.487 1.491

3.8296 3.8512 3.8728 3.8944 3.9160

5.816 5.867 5.918 5.969 6.020

1.952 1.959 1.966 1.973 1.980

1.495 1.498 1.501 1.506 1.509

3.9376 3.9592 3.9808 4.0024 4.0240

1.41 1.42 1.43 1.44 1.45

6.071 6.122 6.173 6.224 6.275

1.987 1.994 2.001 2.008 2.015

1.512 1.517 1.520 1.523 1.527

4.0456 4.0672 4.0888 4.1104 4.1320

1.46 1.47 1.48 1.49 1.50

6.326 6.377 6.428 6.479 6.530

2.022 2.029 2.036 2.Ó43 2.050

1.531 1.535 1.538 1.541 1.545

4.1536 4.1752 4.1968 4.2174 4.2390

1.51 1.52 1.53 1.54 1.55

6.581 ' 6.632 6.683 6.734 6.785

2.057 2.064 2.071 2.078 2.085

1.5563 1.5606 1.5649 1.5692 1.5735

4.2616 4.2832 4.3048 4.3264 4.3480

6.836 6.887 6.938 6.989 7.040

2.092 2.099 2.106 2.113 2.120

1.5778 1.5821 1.5864 1.5907 1.5950

4.3696 4.3912 4.4128 4.4344 4.4560

7.091 . 2.127 7.142 2.134 2.141 7.193 7.224 2.148 7.295 2.155

1.5995 1.6040 1.6085 1.6130 1.6175

4.4776 4.4990 4.5208 4.5424 4.5640

l.ll

#ï

#È

ti

*s

i... .

1.12 1.13 1.14 1.15

•

1.16 1.17 1.18 1.19 1.20

—

...........

L.

1.36 1.37 1.38 1.39 1.40

1.56 1.57 1.58 1.59 1.60 1.61 1.62 1.63 1.64 1.65

,_.

' —

'

i

.....;.

Mn

Ni

M»

Be-1/16-

TRATAMIENTOS

206'

TERMICOS

TABLA

C

DE

I.OS

ACEROS

X V I - D

tamaño de grano

#6

#6

#7

#8

1.66 1.67 1.68 1.69 1.70

7.397

Ni

Si 2.162 2.169 2.176 2.183 2.190

1.6220 1.6265 1.6310 1.6355 1.640

4.6720 4.6936 4.7152 4.7368 4.7944 4.7800

1.71 1.72 1.73 1.74 1.76

7.601 7.652 7.703 7.754 7.805

2.197 2.204 2.211 2.218 2.225

1.644 1.648 1.652 1.656 1.660

1.76 1.77 1.78 1.79 1.80

7356 -7.907 7.958 8.009 8.060

2.232 2.239 2.246 2.253 2.260

1.664 1.668 1.672 1.676 1.680

1.81 1.82 1.83 1.84 1.85

8.111

2.267 2.274 2.281 2.288 2.295

1.687 1.694 1.701 1.708 1.715-

1.86 1.87 1.88 1.89 1.90

2.302 2.309 2.316 2.323 2.330

1.722 1.729 1.736 1.743 1.750

1.91 1.92 1.93 1.94 1.95

2.337 2.344 2.351 2.358. 2.364

1.7529 1.7558. 1.7587 1.7616 1.7645

1.96 1.97 1.98 1.99 2.00

2.372 2.379 2.386 2.393 2.400

1.7674 1.7703 1.7732 1.7761 1.7790

% 2.01 2.02 2.03 2.04 2.05

Ni 1.7841 1.7892 1.7943 1.7994 1.8045

2.21 2.22 2.23 2.24 2.25

Ni 1.888 1.894 1.900 1.906 1.912'

2.41 2.42 2.43 2.44 2.45

Ni 2.015 2.022 2.029 2.036 2.043

% 2.61 2.62 2.63 2.64 2.65

'2Ü 2.1635 2.1720 2.1805 2.1890 2.1975

% 2.81 2.82 2.83 2.84 2.85

Ni 2.3408 2.3516 2.3624' 2.3732 2.3840

% 3.01 3.02 3.03 3.04 3.05

ÜÜ 2.5575 2.5700 2.5825 2.5950 2.6075

2.06 2.07 2.08 2.09 2.10

1.8096 1.8147 1.8198 1.8249 1.830

2.26 2.27 2.28 2.29 2.30

1.918 1.924 1.930 1.936 1.942

2.46 2.47 2.48 2.49 2.50

£050 2.057 2.064 2.071 2.078

2.66 2.67 2.68 2.69 2.70

2.2060 2.2145 2.2230 2.2315 2.240

2.86 2.87 2¿8 2.89 2.90

2.3948 2.4056 2.4164 2.4272 2.4380

3.06 3.07 3.08 3.09 3.10

2.6200 2.6325 2.6450 2.6575 2.67

2.Í1 2.12 2.13 2.14 2.15

1.8352 1.8402 1.8454 1.8506 1.8558

2.31 2.32 2.33 2.34 2.35

1.9486 2.51 1.9552 2.52 1.9618 2.53 1.9684 2.54 1.9750 •2.55

2.0857 2.0934 2.1011 2.1088 2.1165

2.71 2.72 2.73 2.74 2.75

2.249 2.258 2.267 2.276 2.285

2.91 2.92 2.93 2.94 2.95

2.4487 2.4594 2.4701 2.4808 2.4915

3.11 3.12 3.13 3.14

2.696 2.709 2.722

2.16 2.17 2.18 2.19 2.20

1.8610 1.8662 1.8714 1.8766 1.8820

2.36 2.37 2.38 2.39 2.40

1.9816 1.9882 1.9948 2.0014 2.0080

2.1242 2.1319 2.1396 2.1473 2.1550

2.76 2.77 2.78 2.79 2.80

2.294 2.303 2.312 2.321 2.330

2.96 2.97 2.98 2.99 3.00

2.5022 2.5129 2.5236 2.5343 2.5450

3.15 3.16 3.17 3.18 3.19

2.735 2.748 2.761 2.774 2.787

'%

2.56 2.57 2.58 2.59 2.60

CAP.

VIII.

ENSAYO

228-

JOMINY

La determinación se hace utilizando las tablas X V I y X V I I en la forma siguiente : 1.° En la tabla X V I se halla el factor base correspondiente a 0,40 % de carbono (1.a columna) y tamaño de grano .7 (4.a columna), cuyo valor es 0,2130. 2.° En la misma tabla X V I podemos determinar los factores de multiplicación para los diversos elementos de aleación. Buscando el porcentaje de cada elemento en la primera columna y luego en TABLA

X V I - E

Ni

%

3.20 3.21 3.22 3.23 3.24

Ni 2.80 2.815 2.830 2.845 2.860

% 3.32 3.33 3.34 3.35 3.36

Ni 2.980 2.995 3.010 3.025 3.040

7» 3.44 3.45 3.46 3.47 3.48

Ni 3.164 3.180 3.196 3.212 3.228

% 3.56 3.57 3.58 3.59 3.60

3.25 3.26 3.27 3.28 3.29

2.875 2.890 2.905 2.920 2.935

3.37 3.38 3.39 3.40 3.41

3.055 3.070 3.085 3.10 3.116

3.49 3.50 3.51 3.52 3.53

3.244 3.26

3.61 3.62 3.63 3.64 3.65

3.73 3.74 3.75 3.76 3.77

3.30 3.31

2.950 2.965

3.42 3.43

3.132 3.148

3.54 3.55

3.66 3.67

3.78 3.79

3.68 3.69 3.70 3.71 3.72

Ni

% 3.80 3.81 3.82 3.83 3.84

Ni.

3.85 3.86

cada una de las demás el factor correspondiente a cada elemento,, hallamos los siguientes valores : Mn = 3,667 Si '=1,175 Ni =1,182 Cr =2,080 Mo = 1,750 3.° Multiplicando todos estos factores por 0,2130, que es el v a lor correspondiente a la templabilidad base para 0,40 ,% de carbono V tamaño de grano 7, encontramos para valor del' diámetro critico ideal : D . I . = 0,2130 x 3,667 x 1,175 x 1,182 x 2,080 x 1,750 = 3,95 4." Para conocer los valores de dureza en cada uno de los puntos de la probeta Jominy, se utiliza primero la misma tabla X V I en la que hallaremos (primera y última columna), que la dureza que se obtiene a 1/16 de la base de la probeta templada con un contenido en carbono de 0,40 % , es de 56 Rockwell-C. Luego utilizando la

TRATAMIENTOS

208'

TERMICOS

TABLA

JDI

bí"

X V I

l"

M

DE

I.OS

ACEROS

I-a

i

2"

'Á "

3.53

3.71

3.89

4.07

1.50

1.50

2.345

2.88

3.26

1.55

1.45

2.27

2.82

3.17

3.45

3.62

3.79

3.96

1.60

1.41

2.185

2.735

3.08

3.36

3.53

3.70

3.85

1.65

1.37

2.12

2.665

3.015

3.285

3.45

3.60

3.725

1.70

1.35

2.055

2.60

2.94

3.20

3.36

3.50

3.615

1.75

1.33

2.00

2.53

2.875

3.125

3.275

3.42

3.52

1.80

1.305

1.945

2.46

2.81

3.05

3.195

3.33

3.42

1.85

1.29

1.90

2.405

2.75

2.975

3.12

3.25

3.33

1.90

1.27

1.855

2.345

2.69

2.91

3.05

3.175

3.255

1.95

1.255

1.815

2.295

2.625

2.85

2.985

3.11

3.19

2.00

1.235

1.78

2.24

2.56

2.78

2.92

3.04

3.125

2.05

1.225

1.745

2.195

2.51

2.73

2.87

2.975

3.065

2.10

1.21

1.71

2.15

2.465

2.685

2.815

2.92

3.01

2.15

1.20

1.685

2.105

2.42

2.64

2.765

2.87

2.96

2.20

1.185

1.66

2.06

2.38

2.595

2.715

2.82

2.91

2.25

1.175

1.635

2.025

2.34

2.56

2.675

2.775

2.865

2.30

1.165

1:615

1.99

2.305

2.53

2.635

2.735

2.825

2.35

1.16

1.595

1.955

2.27

2.485

2.60

2.695

2.78

2.40

1.145

1.575

1.92

2.235

2.445

2.565

2.66

2.74

2.45

1.14

1.555

1.89

2.20

2.415

2.53

2.625

2.705

2,50

1.13

1.535

1.86

2.165

2.39

2.50

2.59

2.67

2.60

1.115

1.50

1.81

2.10

2.325

2.44

2.53

2.60

2.70

1.10

1.47

1.77

2.04

2.27

2.38

2.47

2.54

2.80

1.09

1.445

1.73

1.995

2.215

2.325

2.415

2.48

2.90

1.08

1.415

1.695

1.945

2.165

2.275

2.365

2.425

3.00

1.07

1.39

1.66

1.905

2.11

2.225

2,31

2.365

3.10

1.06

1.365

1.63

1.87

2.07

2.175

2.26

2.315

2.13

2.215

2.265

3.20

1.055

1.345

1.595

1.83

2.025

3.30

1.05

1.325

1.57

1.80

1.98

2.085

2.17

2.22

3.40

1.045

1.30

1.54

1.76

1.94

2.04

2.125

2.17

3.50

1.04

1.28

1.51

1.73

1.895

2.00

2.085

2.125

3.60

1.035

1.26

1.485

1.695

1.86

1.955

2.04

2.085

3.70

1.03

1.245

1.46

1.665

1.82

1.9-15

2.00

2.04

3.80

1.03

1.225

1.435

1.635

1.785

1.875

1.955

2.00

3.90

1.025

1.21

1.41

1.605

1.75

1.84

1.915

1.86

"Tabla

p a r a la d e t e r m i n a c i ó n d e probeta

Jominy

en

los f a c t o r e s de la función

del

d u r e z a en

diámetro

critico

diversos ideal.

puntos

d e la

CAP.

VIII.

ENSAYO

TABLA

_DI

% "

209

JOMINY

XVII-B

1"

i V*"

2"

iy2"

1.92

4.00

1.02

1.195

1.385

1.575

1.71

1.80

1.875

4.10

1.02

1.18

1.36

1.545

1.68

1.76

1.835

1.88

4.20

1.02

1.165

1.34

1.515

1.645

1.725

1.80

1.845

4.30

1.015

1.155

1.315

1.485

1.61

1.69

1.76

1.81

4.40

1.01

1.145

1.29

1.455

1.58

1.655

1.725

1.775

4.50

1.01

1.13

1.27

1.43

1.55

1.62

1.69

1.735

4.60

1.01

1.12

1.25

1.40

1.515

1.585

1:65

1.70

4.70

1.005

1.11

1.23

1.375

1.485

1.555

1.62

1.665

1.525

1.585

1.63

1.495

1.55

1.595

4.80

1.005

1.10

1.21

1.35

1.455

4.90

1.005

1.09

1.195

1.325

1.425

5.00

1.00

1.08

1.18

1.305

1.40

1.46

1.52

1.56

5.10

1.00

1.07

1.16

1.28

1.37

1.43

1.49

1.53

5.20

1.00

1.065

1.145

1.26

1.345

1.40

1.455

1.495

5.30

1.00

1.06

1.13

1.235

1.32

1.375

1.425

1.46

5.40

1.00

1.05

1.115

1.22

1.295

1.345

1.395

1.43

5.50

1.00

1.04

1.10

1.20

1.275

1.32

1.365

1.40

5.60

1.00

1.035

1.085

1.18

1.25

1.29

1.33

1.365

5.70

1.00

1.03

1.075

1.16

1.225

1.265

1.30

1.335

1.145

1.20

1.24

1.27

1.305

5.80

1.00

1.025

1.065

5.90

1.00

1.02

1.055

1.125

1.18

1.215

1.24

1.275 1.24

6.00

1.00

1.015

1.05

1.11

1.155

1.19

1.215

6.10

1.00

1.01

1.04

1.09

1.135

1.165

1.185

1.215

6.20

1.00

1.01

1.035

1.08.

1.115

1.14

1.185

6.30

1.00

1.005

1.025

1.065

1.095

1,12

1.16 1.14

6.40

1.00

1.005

1.02

1.05

1.075

1.10

1.115

1.14

6.50

1.00

1.00

1.015

1.04

1.06

1.08

1.095

1.115

6.60

1.00

1.00

1.01

1.03

1.05

1.06

1.08

1.095

6.70

1.00

1.00

1.005

1.02

1.035

1.05

1.06

1.075

1.16

6.80

1.00

1.00

1.00

1.01

1.02

1.035

1.045

1.055

6.90

1.00

1.00

1.00

1.00

1.01

1.02

1.03

1.04

7.00

1.00

1.00

1.00

1.00

1.00

1.015

1.02

1.025

7.10

1.00

1.00

1.00

1.00

1.00

1.00

1.015

1.02

7.20

1.00

1.00

1.00

1.00

1.00

1.00

1.00

1,01

7.30

1.00

1.00

1.00

1.00

1.00

1.00

1.00

1.00

14

TRATAMIENTOS

210'

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

tabla X V I I y buscando en la primera columna el diámetro crítico ideal D . I . , que en nuestro caso es 3,95, hallaremos por interpolación entre 3,90 y 4 los factores que se señalan en la Tabla X V I I I . TABLA

X V I I I

Distancia a la base templada Vi."

a

F 1 Factores

1,022

correspondientes

1 i/ 4 »

1"

Vs"

Vi"

t

c

1,397

1,202

0

r

e 1,73

1,59

a d i v e r s o s p u n t o s d e la p r o b e t a d i á m e t r o crítico ideal.

1 >/3"

1

2"

V

S

1,82 Jominv

1,94

1,895 en

un

acero

de

3,95

de

La dureza correspondiente a los diversos puntos, se halla dividiendo la dureza inicial que se obtiene en la base (56 Rockwell-C) por el factor correspondiente a cada punto. TABLA

X I X

Distancia a la base templada Vi."

Vi "

'A"

Vs" D

56

Dureza que se. obtiene molibdeno

46,5

5o en

diversos

de C = 0 , 4 0

%,

u 40 puntos

tamaño

i-

1"

1 i/ 4 "

e

z a s

35,5

1

32,5 1 31

de la p r o b e t a de g r a n o

1 Vs"

Jominv

7 y diámetro

en

V

2"

29,5

29

un

acero c r o m o

crítico

ideal

níquel

3,95.

El procedimiento que acabamos de describir, lo mismo que el concebido por Grossmann, aunque muy interesante poique, da una idea muy aproximada de la templabilidad de los aceros, no es rigurosamente exacto. Las discrepancias entre los resultados que se obtienen de esta forma y los que se obtienen experimentalmente, . provienen de que en estos métodos, se considera que cada elemento aleado, tiene un efecto multiplicador fijo en la templabilidad, para cada porcentaje de elemento aleado, e independiente del contenido en otros elementos de aleación. Debido precisamente a que no es

CAP.

VIII.

ENSAYO

211-

JOMINY

constante este factor de multiplicación, para las diversas c o m b i n a ciones de composición, no son exactos los resultados que se obtienen, y aparecen algunas diferencias entre las templabilidades determinadas por este procedimiento y las reales o verdaderas. 80.

Determinación

del diámetro

crítiec

idea! de un acero por

medio del ensayo Jominy C o n o c i e n d o la curva Jominy de un acero, se puede determinar con ayuda de la figura 192, el diámetro crítico ideal. Para ello basta hallar la dureza en el acero que se estudia, correspondiente al 50 % de martensita, que viene señalada en función del contenido Diámetro

ideal

te

0

a?

20

*0

30

so

1 1 1 1 1 1 1 0A 0.6 0.8 10 1.2 1A 1.6 1.8 Pujadas Distancia

Figura

a /o

¿ase

192

G r á f i c o p a r a d e t e r m i n a r '.1 d i á m e t r o c r í t i c o idea! de un cuando

se c o n o c e

el p u n t o de

la p r o b e t a

t r u c t u r a h a y 50 % de

Jominy

en

acero,

cuya

es-

martensita.

en carbono de cada acero en la figura 180, y determinar l u e g o en la curva Jominy la distancia a que se ha obtenido esa dureza. Finalmente, con ayuda del gráfico de la citada figura 19-2, hallaremos el diámetro crítico ideal que corresponde a esa distancia Jominy. 81.

Un procedimiento paro determinar la penetración de templa en los redondos de acero con ayuda de las curvas Jominy

El sistema que describimos a continuación, está basado en el ensayo de templabilidad ideado por Jominy, y en los trabajos efec-

TRATAMIENTOS

212'

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

tuados por diversos investigadores americanos e ingleses sobre : a influencia en el temple de los aceros, del tamaño de las piezas v del medio de enfriamiento. Este procedimiento, que no es rigurosamente exáctOj da sin •embargo, un grado de aproximación muy aceptable, para la mayoría de los problemas que se suelen presentar en la industria. Utilizándolo,'se llega a determinar la dureza que se consigue en el interior de redondos de acero templados, ligando el ensayo Jominy con los resultados obtenidos al estudiar el enfriamiento continuo desde alta temperatura, de redondos de acero de diversos diámetros. S e relacionan, itiendo que, la dureza y propiedades físicas con que

queda

normales, miento friamiento

un es

acero

siempre

e independiente

después

del

exclusivamente de

la forma

temple

efectuado

función de

la pieza

en

del

condiciones

proceso y

del

de medio

enfriade

en-

.

L o cual quiere decir, que si se conoce la dureza que adquiere un acero después del temple, cuando el enfriamiento se ha efectuado de una forma determinada, conoceremos también la de cualquier punto de cualquier pieza o perfil del mismo acero que se haya enfriado de forma análoga, independientemente ele su posición en la pieza, de la forma y tamaño ele ésta y del medio de enfriamiento •empleado. Conociendo las durezas obtenidas al efectuarse el ensayo Jominy de un acero y las condiciones de enfriamiento de los diferentes puntos de la probeta (velocidades de enfriamiento, tiempos necesarios para descender la temperatura del acero hasta una temperatura determinada, etc.), que han sido determinadas teórica y experimentalmente, se puede conocer la dureza que se obtiene en el interior de las barras o piezas enfriadas en las mismas condiciones. Al comparar las condiciones de enfriamiento de los puntos de la probeta Jominy y los puntos de los redondos de acero, han surg i d o entre los investigadores que han estudiado esle problema, ciertas discrepancias que explicaremos a continuación. T E O R Í A D E JOMINY.—Jominy supone que si un acero al enfriarse desde la temperatura de austenización, tiene al llegar a los 704" en diversos procesos la misma velocidad de enfriamiento, las durezas que se obtienen son siempre aproximadamente iguales. Eligió esa temperatura porque se encuentra precisamente en la zona en que la velocidad de enfriamiento ejerce influencia más decisiva en los resultados y además, porque a esa temperatura la velocidad no viene todavía modificada por los fenómenos térmicos que ocurren durante la transformación de la austenita, ya que los pun-

CAP.

VIII.

ENSAYO

213-

JOMINY

tos críticos Ar, Ar' o A r ' " , aparecen a temperaturas inferiores. Además, la velocidad de enfriamiento a temperaturas próximas a 70CT, sufre variaciones muy pequeñas' para temperaturas iniciales de temple comprendidas entre 800" y 9CÍ0o. En la figura 193 se señalan las velocidades de enfriamiento que se obtienen a 704° en los diversos puntos de las probetas Jominy. °F/seyundo

°C/secundo -soo

1000 800 600

400 300 200 100

SO 60

- 200 •

\

-190

p rob e¿ a L

}

-SO

40

- 20

so

20

- 10

Pr Obi ti'a niirn7a¿

10

-5

8

6

4 3

-2 0 4- 8 12 16 0 I

24

32 2

Figura Velocidades

de

enfriamiento las

40

a ¿o baso

193

a 704o rlL. los

probetas

48 i

Disiancia diversos

puntos

de

Jominy.

T E O R Í A D E GROSSMANN.—Grossmann y sus colaboradores suponen en cambio que las durezas que se consiguen al templar un acero, son siempre las mismas cuando es constante el tiempo que tarda en descender la temperatura del acero desde la de temple, hasta una temperatura media entre la de temple y la del medio de enfriamiento. En la figura 194, se señalan los tiempos necesarios para que descienda la temperatura de los diversos puntos de la probeta Jominy desde 850" a 435°. Posteriormente se ha comenzado a emplear otros intervalos de temperatura para determinar la velocidad de enfriamiento, siendo actualmente una de las más empleadas la comprendida entre 734° y 482".

TRATAMIENTOS

214'

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

E S T U D I O COMPARATIVO DE LAS TEORÍAS DE JOMINY Y G R O S S M A N N .

Aunque los resiiltados que se obtienen empleando ambos métodos son poco diferentes y se aproximan bástante a los que se-obtienen experimentalmente, se sabe que las dos hipótesis citadas anteriormente, no son rigurosamente exactas. Fácilmente se comprende que a pesar de que sean las mismas las velocidades de enfriamiento a 704° o iguales los tiempos necesarios para que el acero descienda el intervalo de temperaturas fijado, en la mayoría de los casos, no

0

0.2

0.4

0.6

O.S

t.C

„2

<4 Distancio

Figura T i e m p o s - necesarios 850°

a

435°

en

para

que

distintos

íí Putqactas a ¡o base

194

descienda

puntos

de

la la

temperatura probeta

desde

Jominy,

serán idénticos en todo momento los procesos de enfriamiento en los puntos de la probeta y en el interior de los redondos, y por lo tanto, la previsión que se haya hecho, no será exacta. En la figura 196, se dan las equivalencias entre los puntos de la probeta Jominy y los puntos de los redondos, y planos de acero enfriados en agua, empleando como base de cálculo las dos teorías que hemos explicado anteriormente. Se señalan los puntos ele idéntica velocidad ele enfriamiento a 704° v los puntos que necesitan, el mismo intervalo de tiempo para que se realice un determinado des-

CAP.

VIII.

ENSAYO

Figura Horno

y

aparato

Pulgadas de ea,pesor de ¿'a placa

195

de e n f r i a m i e n t o

1

1

1

1

Base

de

Tiempo necesario — — Velocidad

215-

JOMINY

pera

para

el e n s a y o

Jominy.

Pulgadas, de díame iro

r-rr

calculo enfriar

de

734

de

de la

placa

de la placa < superficie dtl espesor debajo de la del espesor

debajo

déla

super/icit super/icic^

f¿ 16 Distancia

Figura Punios

en

movimiento

el

interior

(un m e t r o

seguirá

la

a /a

Distancia

base

196-a de

l 'g r

los r e d o n d o s v

por segundo)

misma

dureza

rectangulares

de

ura

acero,

196

-

6

enfriados

a la base

. en

agua

en

en los q u e se p r e v e e q u e d e s p u é s del t e m p l e se c o n -

que

en

los

puntos

de

la

probeta

Jominy.

.237

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS

censo de temperatura. Como resumen de las experiencias realizadas hasta la fecha con numerosos tipos de acero, parece que las determinaciones que se hacen, comparando los tiempos ele enfriamiento, se aproximan más a la realidad para redondos menores de 30 m m . ele diámetro y las que se hacen comparando las velocidades de enfriamiento a 704°, son más exactas para redondos de 30 a 150 mm.. de diámetro. En la figura 190 se señalan en "el ángulo inferior izquierdo los diámetros de los redondos de acero templados en agua o aceite agitados, en los que se obtienen las mismas durezas que en los punDi a m otro

D iám etro

en mm.

fOO

Supe/fi'cfeJ

V /j.

J

r?f ntro A *

0 2 C 6 8 /o 12 r¿ /t te 20 ¡2 fó" O/siancta a ia

0

/o

4

C

i

f

1

2

S

10 <2 f4

base

F i g u r a 197

30

0rsJanda a la bqse

puntos

P u n t o s de las

probetas Jominy y

de la superficie; 3 / 4 del r a d i o , " 1 / 2 r a d i o

de la s u p e r f i c i e , 3 / 4 del r a d i o ,

y

y

centro

de

1

F i g u r a 198

P u n t o s de las p r o b e t a s J o m i n y y

después

mm. •

t6 (S 20

los r e d o n d o s

del

temple

en.

quedan

con -la

misma

de

acero,

aceite

que

tranquilo

dureza.

centro

después

de del

quedan

los

redondos

de

temple

en

con

misma

la

puntos

1/2 radio acero,

agua

que

tranquila 1

dureza.

tos de las probetas J o m i n y , y en la figura 189 en el mismo lugar,, los diámetros de los redondos en los que en la mitad del radio se obtiene la misma dureza que en los puntos de la probeta Jominy. Utilizando esas equivalencias podemos obtener informaciones muy interesantes. Así, por ejemplo, en el centro de un redondo de 75 milímetros templado en agua agitada, se obtiene aproximadamente la misma dureza que en el centro de un redondo de 50 mm. templado en aceite agitado, y la misma que en el punto de la probeta jominy situado a 11/16" de la base (fig. 190). Si los redondos son d e un acero d e : C = 0,29 % ; Mn=0,50 % ; Ni=l,75 % ; y Mo = 0,25 % (curva 4, f i g . 190), la dureza que se obtiene en esos puntos sería de 24 Rockwell-C, o sea, una resistencia de 81 K g / m n r aproximadamente.

CAP.

DUREZAS

QUE

VIII.

ENSAYO

JOMINY

217-

SE OBTIENEN EN REDONDOS

DE

ACERO

TEMPLADOS,

figuras 197 y 198 que han sidopreparados por e l « S u b c o m i t e e of Hardenability¡> de l a ' A . S . M . v publicadas en el Metals Handbook, 1948, señalan la correspondencia entre los puntos de la probeta Jominy .y los de los redondos de acero templados en agua y en aceite tranquilos, EN AGUA Y ACEITE T R A N Q U I L O S . — L a s

82.

Importancia del grado de agitación del medio de enfriamiento

En las figuras 189, 190, 196, 197 y 198, se han señalado las equivalencias de los puntos de las probetas Jominy, con los de los: redondos de acero enfriados de diferentes formas. En algunas de esas figuras, se indica que el enfriamiento se hace en agua tranquila, en otras aceite tranquilo, otras veces en los mismos medios agitados, muy agitados, etc., y aunque se comprende que el grado de agitación tiene influencia en las velocidades de enfriamiento que se consiguen en los diferentes puntos de las piezas, no es fácil tener una idea clara de esa influencia. A continuación, señalaremos algunos resultados obtenidos por C R . A.ustin al templar en agua con diferentes grados de agitación, varias clases de aceros. En la figura 199 se ven los resultados obtenidos al ensayar tres aceros, cuya c o m p o sición es la siguiente : N E 9435

- C Ni A . T.S.I. 6145 - C . Ya N E 9145 - c, Ni

= = = = = =

0.35 % 0.-10 % 0,45% 0,15% 0,45% 0,50%

D i s t a n c i a a la super/ícieen p u l g a d a s Figura Influencia durezas redondos

199

del g r a d o d e

que de

se

agitación,

consiguen

acero

d e 50

t e m p l a d o s en

Mn = 1.00 % Mo = 0 . 1 0 % M n = 0 80% Mn = 1 , 1 0 % Mo = 0 , 1 2 %

en

el

mm.

de

sobre interior

las de

diámetro,

agua.

Cr = 0,40 % Cr = l , 0 0 % Cr = 0,-10 ».V

TRATAMIENTOS

218'

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

C o m o resumen, Austin señala que el grado de agitación de los líquidos, ejerce una gran influencia en los resultados que se -obtienen en los aceros de poco poder templante ( N E 9.435), que en los aceros.de gran templabilidad su influencia es mucho menor v que sus efectos se acusan más intensamente en las zonas del material próximas a la superficie, que en las que están en el centro de las barras. 83.

Determinación de Sos durezas y resistencias en los redondos de acero después del temple y revenido

En muchos casos, al proyectista o constructor le interesa más c o n o c e r los resultados prácticos que puede conseguir con los aceros ENSAYO

JOMINY

F i g u r a 200 Curva

Jominv

normal

y curvas

de

revenido

de

un

acero

de

C=0,:

Mil = 0 , 6 2 % , C r = 0 , G 8 % y N i = 3,02 % .

e n las condiciones de utilización, es decir, después del temple y revenido, que los que se obtienen después del temple. L o s procedimientos más empleados para hallar esas características, eran hasta Tiace p o c o tiempo, ios ya citados de temple de redondos gruesos y •corte para determinación de durezas, pero ampliados con un tra-

CAP.

VIII.

ENSAYO

JOM1NY

219

.(amiento de revenido de las barras, sacando finalmente por mecanizado las probetas. Esa información la podemos obtener también mucho más rápidamente y con una aproximación bastante aceptable, utilizando el •ensayo Jominy y las equivalencias con los redondos de diversos diámetros, ya que se ha c o m p r o b a d o que después del temple y revenido, las. durezas en el interior de los redondos son las mismas que las de los puntos equivalentes de la probeta Jominy, que después de ser enfriada por la base ha sufrido el mismo revenido. " Para hacer esas determinaciones se comenzará efectuando el •ensayo Jominy, determinando luego las durezas a lo largo de toda la generatriz de la probeta y dibujando la curva correspondiente. L u e g o se da a la probeta un revenido a 350°, por ejemplo, se vuel-, ven a hacer las durezas a lo largo de la generatriz y se construye también la curva Jominy con revenido a 350°, repitiendo luego la operación para revenidos de 450°, 550° y 650°. De esta forma, tendremos las curvas Jominy de temple y revenido a diferentes temperaturas, en las que podremos hallar de la misma f o r m a que anteriormente, las durezas correspondientes a los r e d o n d o s de diferentes diámetros. 84.

Determinación por medio del ensayo jominy de las tempesaturas de transformación de les aceros en e¡ enfriamiento continuo

Por meclio clel procedimiento que describimos a continuación, debido a C . A . Liedholm, de la Piasecki Helicopter C o r p . , se pued e determinar fácilmente, en los aceros, las temperaturas de c o mienzo v fin de las transformaciones de la alisten i t a e n los enfriamientos continuos. Para efectuar estas determinaciones, se utilizan varias probetas J o m i n y , comenzándose el ensayo de igual manera que en los ensayos ordinarios. Después de iniciado el enfriamiento de la probeta por el chorro d e agua, se interrumpe éste, introduciéndose rápidamente toda la probeta en agua salada helada. La duración del enfriamiento de la probeta por el chorro de agua, suele variar ele treinta segundos a diez minutos (fig. 201). Observando luego con el microscopio :a microestructura obtenida en los diferentes puntos de las probetas, i-e podrán observar en la zona cercana a la base, los constituyentes que habían aparecido c o m o consecuencia de la transformac i ó n de la austenita hasta el momento en que se quitó la probeta

TRATAMIENTOS- -TERMICOS DE

220

LOS

ACEROS

del chorro de agua, y en las zonas más alejadas, martensita u otras, estructuras más o menos martensíticas, que habrán aparecido comoconsecuencia de la rápida transformación de la austenita que todav'a estaba sin transformar. Determinando después de operar en la forma señalada, las durezas a lo largo de dos o tres generatrices y construyendo los gráficos correspondientes (fig. 201), podemos estudiar lo que ha sucedido.. En la curva 3, por ejemplo, se comprende que en la zona s i tuada desde el punto A hacia la izquierda, en el momento de introducir la probeta en agua fría, se había efectuado ya la transformación completa de la austenita, y que desde el punto B hacia la derecha, en ese mismo momento, parte del acero estaba todavía em Durezas 800 700

600

500 ¿oo coo

0

0.2 0.4 0.6 O.g U•) <2 1.4 16

1.S 2.0 2.2 2.4 Distarte/a a /a ¿ase

F i g u r a 201 C u r v a s J o m i n y o b t e n i d a s c o n t e m p l e i n t e r r u m p i d o , c o r r e s p o n d i e n t e s a un acero d e :

C = 0,74 % , C r = l , 4 3 %

y M o = 0,23

%.

estado austenítico, pues sólo partiendo de ese estado se pueden; obtener con el enfriamiento rápido, durezas tan elevadas como se han obtenido'y que corresponden a estructuras de tipo martensítico. Por lo tanto, a los sesenta segundos en el punto A se estaba terminando la transformación, y en el punto B, se estaba iniciando. En el gráfico de la figura 202, preparado por Rusell, se señala los procesos de enfriamiento de los puntos de la probeta Jominy, que nos sirven para conocer en cada momento las temperaturas délos diversos puntos de la probeta en el enfriamiento continuó. El' proceso que se sigue en este ensayo es bastante parecido al que se empleó para determinar la curva de la « S » , con la diferencia de -queallí se empleaba un pequeño trozo de acero para estudiar el principio v fin de la transformación a una temperatura determinada, y aquí debe estudiarse las condiciones de enfriamiento de un punto.

CAP.

VIII.

ENSAYO

221-

JOMINY

situado a una distancia de la base y ver en las diferentes probetas cuánto tiempo tarda en iniciarse y cuándo se termina en ese punto la transformación de la austenita. Por medio del examen microscópico de diversas zonas de las probetas, se determina cuándo empiezan y terminan las transformaciones en un punto cuya curva de enfriamiento se conoce (fig. 202), por ejemplo, la de 1" y luego se hace lo mismo con la curva de 1/2", etc. Temperaiura

l\ vw

\ / «

•

0

SO

fOO

iSO

200

Tiempo desde el comienzo del enfriamiento F i g u r a 202

P r o c e s o s de e n f r i a m i e n t o de los diferentes p u n t o s de la p r o b e t a J o m i n y . ( T i e m p o en

segundos.)

Por lo tanto, para trazar un diagrama de enfriamiento continuo, análogo al de la figura 203, se.comienza dibujando las curvas de enfriamiento de los diversos puntos de la probeta Jominy (fig. 202), luego se efectúa el ensayo en la forma antes señalada, que termina con el enfriamiento final de las probetas en agua salada muy fría. Finalmente, con ayuda de las observaciones microscópicas, se llega a determinar el tiempo necesario para la aparición de los diversos constituyentes (ferrita, bainita, perlita, etc.), en los puntos de las probetas Jominy situados a. 1/8", 1/4", 1/2" y 1" de la base.

TRATAMIENTOS

222'

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

Ausienifo^ ¿80

—

¡

0

.

5

Ausieniia

Ausienite\ Ferrite

y

Per/ite /lusienite. ferrite. _ y kainite i

A /tusienite yi-v Ferrite W perlite' y -vr Bainite*-)

-R^B.O

Diagrama ere transformaciones en tos enfriamientos ' continuos de un acero eie ÍQ siguiente, com'poiiero'n ffarfen s/'ta — c• o.re Mn- 0.8S Si* 0.3¿ S * 0.0/9 Pft- 0.009 Cr- 0.92 • J&* 0,/S

m

jñ

T'amanti

r

1 Tiempo en seouncfos

Curva

de

de y.rana

rr'

• . i i 111

la

ctS»,

de

6

6 10

enfriamiento

determinada

por

C.

6

Rç 54.0

i—i—i—i_J—

continuo A.

de

Liedhoim,

un

acero

empleando

cromo

vanadio

probetas

de

Jominv.

cementación,

CAPITULO

IX

REVENIDO

85. Los aceros después del temple suelen quedar generalmentedemasiado duros y frágiles para los usos a que van a ser destinados. Estos inconvenientes se corrigen por medio del revenido, que és un tratamiento que consiste en calentar el acero a una temperatura inferior a su temperatura crítica A c x , enfriándolo l u e g o g e n e ralmente al aire y otras veces en aceite o agua, según la c o m p o s i TcmparoAuras

Tiempo» Figura Esquema

del

temple

y

201 revenido

de

los

aceros.

ción. El objeto del revenido no es eliminar los efectos del templesino modificarlos, disminuyendo la dureza y la resistencia, aumentando la tenacidad y eliminando también las tensiones internas quetienen siempre los aceros templados. Para comprender el fundamento de este tratamiento, es interesante estudiar el efecto que ejerce sobre las propiedades mecánicasdel acero y sobre su microestructura.

.224

86.

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

D E LOS

Modificación de las características

ACEROS

mecánicas

Comenzaremos estudiando primero la influencia que el revenid o ejerce sobre las propiedades de los aceros al carbono templados, recordando que estos aceros después de un temple teóricamente perfecto, están constituidos por cristales de martensita. El acero •en esa forma es muv resistente, pero tiene muy poca ductilidad V tenacidad. Si el acero templado se vuelve a calentar a diferentes temperaturas comprendidas entre la temperatura ambiente y 700°, y . después se enfría al aire, la resistencia a la tracción disminuye progresivamente a medida que se eleva la temperatura del revenido y O.Í&XC

D.45-/C

0,-i5°/C.

0.45 "ÍC

O.&S'/. C

5

1

g

5 io

W ,

/

y

ztz x

'"i™

£

"¡00* 5»* Ano* W0* 600*700* 500* A00' &0Q' 6007 ' 00a 300* Uüf 500' 600*700* 500* ¿00* 500* 600*700* 500* 400' 500* 600 ' 700* Figura Influencia

del

revenido

sobre

las

205

características construcción

mecánicas

de

los

aceros

al

carbono

ríe

templados.

-f.l mismo tiempo aumenta la ductilidad y la tenacidad. La resistencia al choque o resiliencia, que es generalmente muy baja cuando el revenido se hace a temperaturas inferiores a 450°, aumenta en -cambio notablemente cuando el revenido se efectúa a temperaturas más elevadas. En la figura 205 se puede, ver las variaciones que experimentan las propiedades mecánicas-de los aceros al carbono de 0,25 a 0,65 % de C en función d e la temperatura de revenido. U n acero de 0,45 •% de carbono por ejemplo, templado en agua tiene aproximadamente una dureza de 550' Brinell y una resistencia 'de 190 K g / m m 2 , y después de ser revenido a 300°, queda aproxima-

CAP.

225

IX.—REVENIDO

clámente con 150 K g / m m 2 de resistencia, 7,5 %- de alargamiento y 3 K g m / c m 2 de resiliencia; con un revenido de 500°, queda con '] 10 K g / m m 2 de resistencia, 12 .% de alargamiento y 7,5 K g m / c m 2 de resiliencia, y si la temperatura de revenido se eleva a 600°, quedará con Ri=85 K g / m m 2 , A = 15,5 % y o - 1 3 , 6 K g m / c m 2 . La pérdida de dureza que experimentan con el revenido los aceros al carbono de herramientas de 0,70 % a 1,30 % de C templados, se puede ver en la figura 206. En ciertos aceros especiales de alta aleación en los que después del temple queda además de martensita algo de austenita residual sin transformar, se presenta un curioso fenómeno de aumento d^ Rockwell-C 70

u 0*

100"

•200"

ÍOO"

400"

500"

600'

700' Temperatura ú*

Temperatura *C Figura Influencia

de

la

s o b r e la d u r e z a

temperatura de los aceros

herramientas,

r^ranrdo

Figura

206 de

templados.

Influencia

revenido.,

al c a r b o n o

de

s o b r e la d u r e z a

de -

la

207

temperatura

de

d e un acero" r á p i d o

de t u n g s t e n o , 4 %

d e 18

de c r o m o y 1 % d e

d i o , y s o b r e la de u n 13 %

revenido, %

vana-

acero indeformable

de

de c r o m o .

dureza cuando el revenido se hace en la zona de temperaturas c o m prendida entre 350° y 550° (fig. 207, curva 1). Entonces la austenita residual se transforma en martensita, apreciándose por ese motivo un sensible aumento de dureza (dureza secundaria). En las curvas de revenido correspondientes al acero de 13 % de cromo (curvas 2 y 3, f i g . 201), se ve que cuanto más elevada es la temperatura de austenización, menor es la dureza que se obtiene después del temple, por sér mayor la cantidad de austenita residual que queda sin transformar. Luego, al efectuarse el revenido, es mayor el aumento de dureza, cuando más elevada haya sido la temperatura de temple, debido a que entonces es mayor que en otros casos, el porcentaje de austenita residual blanda (fig. 229), que se transforma en martensita muy dura.

TRATAMIENTOS

226'

TERMICOS

DE

I.OS

ACEROS

L o s aceros por efecto de las transformaciones que experimentan en el revenido, en general se contraen. En la figura'208 puede verse lo que ocurre con diversos aceros al carbono. En el gráfico se señalan en abscisas las temperaturas de revenido y en ordenadas las dilataciones o contracciones que el acero experimenta por efecto del revenido. La primera anotación corresponde a los aceros en bruto de laminación y la segunda a los aceros templados, pudiendo o b servarse la dilatación que todos ellos experimentan en el temple, ..." la contracción que experimentan en el revenido. En los aceros al

Figura Dilataciones y contracciones

208

q u e e x p e r i m e n t a n l o s a c e r o s al c a r b o n o , en f u n c i ó n temperatura de revenido.

de la

carbono que después del temple tienen algo de austenita residual (0,98 y 1,30 % de carbono), se observa una variante en la zona de 150° a 225° debido a que entonces esa austenita se transforma en martensita y el acero en lugar de contraerse, c o m o en los demás casos, se dilata. 87.

Modificación de los constituyentes microscópicos

La variación de características que experimentan los aceros por efecto del revenido, son debidas a los cambios de microestructura que se producen y que consisten principalmente en la descomposición más o menos completa de la martensita que se había obtenido en el temple y que se transforma en otros constituyentes más estables (figs. 210 a 213). Observando las microestructuras correspondientes a un acero de 0,-90 % de C revenido, se ve que la primera transformación que

CAI 1 ,

IX.

REVENIDO

227

sufre la martensita, es una modificación de su estructura cristalina. La martensita alfa de. retícula tetragonal nbtenida-.en el; temple,- que contiene en solución sobresaturada considerable cantidad de carbono se transforma al iniciarse el calentamiento del acero' en el revenido, en martensita beta de retícula cúbica de cuerpo centrado, o sea, de la misma nialla reticular que la ferrita. Es decir, hay una ligera modificación en la malla cristalina y además el carbono

Figura Modificaciones ^

que

cópicos

con

el

revenido

que

se obtienen

209

experimentan

los

en

de

el t e m p l e

constituyentes los

micros-

aceros.

que tenía la martensita en solución sobresaturada, se precipita en forma de pequeñísimas partículas submicroscópicas, cuya naturaleza no está todavía bien definida. Por efecto de esta precipitación, se oscurecen las agujas de ia martensita (fig. 211) v hay una disminución de volumen y un ligero aumento de dureza. Al aumentar luego la temperatura de revenido, se inicia la formación de pequeñísimas partículas de cernen tita, acentuándose el ennegrécimiento ele la estructura del acero, debido a la aparición de troostita (fig. 212). A 400° aproximadamente la estructura es ya totalmente troostítica, comenzando también hacia los .400" aproximadamente, la formación de sorbita que a 60.0" es el único constituyente del acero. En la mayoría de los casos, es muy difícil observar con el microscopio el resultado y proceso de estas transformaciones, aún empleando 1.000 o más aumentos, porque el tamaño de las partícu-

228

TRATAMIENTOS

TERMICOS

DE LOS

ACEROS

•

las es pequeñísimo y su aspecto es muy difuso. Sin embargo se que a medida que aumenta la temperatura de revenido, se va rrando progresivamente la estructura acicular de la martensita forma de lanzas con ángulos de 60°. Cuando la temperatura de

Figura 211 X 1.000

Figura 210

X 1.000 Templado agua.

a 780", con enfriamiento en Martensita alfa (blanca).

Figura

Templad

y revenido a 215'. Martensita beta (oscura).

212

Figura

X 1.000 Templado

p

y revenido a 450°. Troostita y sorbita.

ve, bo"en re-

213

X 1.000 Templado y revenido a 050". Sorbita,

Microfotografías de un acero eutettoide templado y revenido

a diversas temperaturas. (Vilella.)

venido es ya muy alta y la duración bastante larga, se consigue la coalescencia completa de la sorbita (fig. 213). Si el revenido se hace a temperaturas ligeramente inferiores a la del punto A c t , 'a cementita y los carburos adoptan la forma esferoidal más o menos perfecta. En la figura-214, se representan esquemáticamente la transformación de la austenita en el enfriamiento, y la formación de los diversos constituyentes que aparecen en el revenido.

CAÍ».

88.

IX.—REVENIDO

229

Transformaciones microscópicas en el revenido de los aceros con austenita residual

Cuando en la microestructura de los aceros templados aparece junto a los cristales de martensita cierta cantidad de austenita residual, debido a que el acero es de alta aleación o por haberse empleado una temperatura de temple muy elevada, o porque el enfriamiento ha sido muy rápido, las transformaciones en el revenido son

A u s t e n i t a

Figura 214 Esquema de los constituyentes que se forman en el enfriamiento de los aceros en estado austenítico, y en el revenido de los aceros templados.

más complicadas. Sin embargo, su interpretación se facilita mucho observando las o c h o microfotografías (figs. '215 a 222) obtenidas de un acero d e 1 ,% de carbono y 5 % de níquel templado a 925° y revenido a diferentes temperaturas. Este acero no es comercial y su composición se ha elegido precisamente para que sea fácil observar la austenita en la microestructura. L a microfotografía núm. 215 corresponde al material templado sin revenir. Al comenzar el calentamiento del acero en el revenido, se inicia, c o m o se ha dicho antes, la transformación de la martensita alfa en martensita beta y la precipitación del carbono que se manifiesta por un progresivo oscurecimiento de las agujas de martensita (figs. 216 y 217). El f o n d o blanco sobre el que destaca el reticulado martensítico, es de

230

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

austenita que no se modifica en esta primera fase clel revenido. Lueg o se ve que a partir de 225° se inicia la descomposición de la austenita, observándose en la microestructura (figs. 219 y 220) una gradual desaparición del fondo blanco de_ austenita y un ennegrecimiénto progresivo de toda la .estructura. No existe completa unanimidad sobre la forma de efectuarse esta transformación ; algunos

Figura Templado

sin

Figura Templado

y

215

Figura

revenir.

217

revenido

Templado

' a

200".

Templado

y

Figura y

216

revenido

a

175°.

a

225".

218

revenido

; .•

Microfotografias de un acero de 1 % de carbono y 5 % Je níquel,, templado a 925" en ¿¡fuá v revenido a diversas temperaturas. X750. ... . , . (Morris Cohén.)

metalurgistas opinan que la austenita se transforma directamente en troostita, mientras, otros que son mayoría, creen que el proceso es : austenita-martensita-troostita, siendo muy difícil observar estos cambios porque las estructuras son muy finas y confusas. Se ve en el acero que estamos estudiando, que la desaparición de la. austenita ocurre en el intervalo 225°-3750. Hacia los 400" se

CAÍ».

IX.—REVENIDO

231

consigue el máximo oscurecimiento de la microestructura, que a esa temperatura está constituida casi exclusivamente por troostita. Al continuarse elevando la temperatura de revenido, comienzan a emerger partículas blancas de cementita y se inicia la coagulación de los carburos, obteniéndose a temperaturas más elevadas, primero troostita y sorbita, y luego finalmente sorbita.

Figura

219

Templado y revenido a 300'.

Figura

220

Templado y revenido a 350".

Figura 221

Figura 222

Templado v revenido a ó75".

Templado y revertido a S30".

Microfotografías del mismo acero de las figuras 215 a 218.

En la figura 223 se representan las principales transformaciones que sufre el acero antes citado de 1 % de carbono y 5 % de níquel en el revenido. Al comenzar éste y cuando la temperatura es todavía baja, se modifica la dureza, observándose primero un ligero aumento v luego va una continua y progresiva disminución al seguir aumentando la temperatura.

253 TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE LOS ACEROS I

D u r « a Roe.kw«llC.

Porcentaje Aas+eaHa 100° "2.000

-500"

A.us+enita

400-

-500-

_ -0

_- O

—

Parámetros Mar+antila

Mar+cnsVta. cüBica.

•fcetrOKjon.a.1.

-•200'

500-

<00"

-400o-

Ralo.ci<m c / a

//

Línea* <¿e ctmentita

0'

de

700"

500*

Figura

i 400'

600°

600

223

Variaciones que sufren con el revenido las propiedades y características de un acero de 1 % de C y 5 % de Ni, templado. (Morris Cohén.)

CAÍ».

IX.—REVENIDO

233

El contenido en austenita que después del temple era en este caso de 46,5 >%, disminuye a partir de 210°, llegando a cero a 380°. La modificación de los parámetros de la retícula cristalina, se realiza entre 20" y 225° y sus valores pasan al transformarse la retícula tetragónal en cúbica de 2,975 y 2,857 a 2,87 Angstrom aproximadamente para los tres lados del cubo, modificándose la relación entre los parámetros de los lados desiguales c/a desde 1,048

a 1,02. También se ve que la aparición de la cementita se inicia a 395° aproximadamente. T R A N S F O R M A C I Ó N DE LA AUSTENITA. R E S I D U A L . — E n el proceso de transformación de la austenita residual, influyen notablemente los porcentajes de carbono y de elementos de aleación que contiene la austenita. En el revenido, la austenita retenida de los aceros al carbono v poco aleados, y la austenita retenida baja en carbono y en aleación, de los aceros altos en cromo o aceros rápidos, se descomponen en martensita, por mantenimiento del acero durante varias horas a ía temperatura de revenido. En cambio, cuando en los aceros altos en cromo o en los aceros rápidos, la austenita retenida es de alto contenido en carbono o de alta aleación, suele ser muy refractaria a transformarse y exige mucho tiempo de permanencia a la temperatura de revenido, para transformarse, y en muchos casos eso no se consigue ni aún üespués de más de mil horas de permanencia a temperatura. Las curvas de la figura 224-a, señalan el avance de la transformación de la austenita residual en un acero cromo-vanaclio-molibdeno de 1 % de carbono y 5,13 % ' d e cromo. Esta representación gráfica recuerda mucho las curvas de la « S » de transformación isotérmica de la austenita, con la diferencia de que éstas se refieren al calentamiento de los aceros templados y sólo a la austenita residual. En esa figura se ve que para efectuarse la transformación a 200°, 300° y 400°, debe prolongarse durante mucho tiempo el calentamiento. A 550° son necesarias cuatro horas aproximadamente y a 600° bastan treinta minutos para que se efectúe la transformación completa de la austenita. La figura 224-b, que se refiere a un acero de 1,6 ¡% de carbono y; 11,9 % de cromo, se ve que la austenita residual es más refractaria a transformarse que en el caso anterior. Por mantenimiento del acero a temperaturas inferiores a 400°, no se consigue la transformación de la austenita, y es necesario alcanzar los 600° para que se complete la transformación en tres horas, aproximadamente.

234

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

Para un acero determinado, la posición de estas curvas de transformación, depende del proceso de tratamiento utilizado. Cuanto más baja sea la temperatura de temple, la austenita residual será menos refractaria, y esas curvas se desplazarán hacia la izquierda. Si el temple se efectúa en cambio a alta temperatura, las curvas se desplazan hacia la derecha, y será más difícil conseguir la transformación isotérmica de la austenita retenida Cuando la austenita residual, es muy refractaria a transformarse Temperatura

60Í 500*

30%" transformado

1 lililí' mil 00 Süransormadoj II

¿M SMf 20tf

0,«

50% transformado lili

1. too

1

i 0% 1 <000

Tiempo en horaj

(00 O I OO Tiempo en horas

Figura 224 a

Figura 224 b

Curvas de transformación de la austenita retenida en un acero de la siguiente composición : C=1,00 % ; Cr=5,13 % ; Va=0,27 % ; Mo = l,13 %, templado a 9S0° al aire.

Curvas de transformación de la austenita retenida en un acero de la siguiente composición : C - 1 , 6 0 % ; C r = l l , 9 % ; Va=0,25 % ; .Mo=0,80 %, templado a 9S0° al aire.

en martensita por calentamiento a las temperaturas normales de revenido, sufre sin embargo en esos calentamientos una modificación importante. H a y una precipitación de carburos complejos de alta aleación se modifica la composición de la austenita disminuyendo su porcentaje de carbono y de elementos aleados. Después de esa precipitación la austenita es menos estable que antes y en el posterior enfriamiento hasta la temperatura ambiente se transforma totalmente en martensita. rendimiento de las herramientas fabricadas con aceros rápidos y aceros indeformables de alto contenido en cromo, se mejora dándoles después del temple un doble revenido, con el que se eliminan las tensiones residuales v se evita que en las herramientas terminadas quede algo de martensita sin revenir. En la figura 225 .se representa esquemáticamente las transformaciones estructurales que ocurren en el tratamiento de un acero rápido. DOBLE REVENIDO.—El

Al calentarse el acero para el temple, se alcanza en toda ¡a

CAÍ».

235

IX.—REVENIDO

masa el estado austenítico más o menos perfecto, que se conserva en el enfriamiento, hasta que se llega a la temperatura de formación de martensita. Entonces se inicia la transformación austenitamartensita y al lleg'ar a la temperatura ambiente, él acero suele estar formado aproximadamente por un 80 % de martensita y el resto de austenita residual (fig. 225, 1.a columna). En el primer revenido se verifica la transformación de la martensita alfa en martensita beta, que se manifiesta por un oscurecimiento de la estructura (fig. 226, a, U v c). En este calentamiento, aunque la austenita retenida no se transforma en martensita, experimenta un cambio importante, que consiste en la precipiTemperoturas

Tem pie

Primer Revé n i d o

550

1=) Qustenita

Martensita

Comí anio

de ôrmocion de la

martensita

Ciaste nita acondicionada Con c a r b u r o s precipitados

K^J

Temperature ambiente Marten6ita revenida Figura 225 Representación esquemática de las transformaciones microscópicas que ocurren en el tratamiento de lirt acero rápido.

taciórt de carburos aleados. Entonces disminuye el contenido de aleación de la austenita, pero no cambia su estructura, recibiendo esta evolución el nombre de «acondicionamiento de la austenita» por quedar ahora en condiciones más favorables para transformarse. Este nuevo estado se señala en la 2.a columna por un rayado horizontal. Luego, cuando el acero es enfriado hasta la temperatura ambiente, «la austenita acondicionada» se transforma en martensita, mientras la martensita revenida no sufre transformación. Obteniéndose por lo tanto martensita revenida y sin revertir. Como esta última tiene muchas tensiones internas, conviene eliminarlas antes de poner las herramientas en servicio, y para conseguirlo se calienta nuevamente el acero a 550p aproximadamente, quedando así la martensita totalmente revenida.

a Revenido a 650° Temperatura demasiado elevada

6

Revenido a 550° Temperatura correcta

c

Revenidp a 450" Temperatura demasiado baja Figura 226 Influencia de la temperatura de revenido en la microestructura de un acero rápido, 18-4-1 templado previamente a 1.225° al aire.

CAP.

89.

IX.

237

REVENIDO

Fragilidad de revenido en la zona 225 - 3 5 0

Cuando se efectúa el revenido de algunas clases de aceros en la zona de temperaturas comprendida entre los 225" y 350* aproximadamente, se suele presentar una ligera disminución de la tenacidad. Si se efectúan ensayos sistemáticos con probetas de d i v e r s o s aceros templados y revenidos a distintas temperaturas, se puede observar que en esa zona, algunos aceros, a pesar de experimentar un ablandamiento no presentan c o m o era de esperar el clasico aumento de tenacidad, sino que ésta también disminuye ( f i g . 227). Du.rsia RotkwttVlC. Tenacidad Charpy Fi. Ib».

T«n\ptToiura . Figura 227 Influencia del revenido sobre la dureza de un acero cromo-vanadio de 0,45 templado.

• • y tenacidad de carbono

Este f e n ó m e n o se presenta en los aceros cuando después del temple queda en su microestructura algo de austenita residual. Al transformarse esa austenita en otros constituyentes de menor tenacidad que ella, se manifiesta la fragilidad. En la aparición de este fenómeno tiene gran influencia el porcentaje de austenita residual, que varía bastante de unos casos a otros En la f i g u r a 228 s e - p u e d e ver la influencia del porcentaje de carbono en la cantidad de austenita residual que queda después

238

TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE LOS ACEROS I

del temple, y en la figura 229 se ve también la gran influencia que tiene la temperatura de temple en la cantidad de austenita residual. La curva señala el porcentaje de austenita retenida corresuondiente a calentamientos de media hora, señalándose a 860° los resultados que se obtienen con un minuto, dos horas y cuatro horas de permanencia. También se indica cómo a 825° con media hora de calentamiento se consigue la disolución completa de los carburos. En los aceros de herramientas este fenómeno de fragilidad se acusa mucho má:; claramente en el ensayó de choque con torsión, que en los ensayos de choque en péndulo Izod o Charpy. Tomarto

de qrano

0.4

06 0,8 (.0 1.2 Carbono en la r austenita V»

7M

804

900

<000

«00

1200 (500

Temperatura de ausleniiacio'n

Figura 22S

F ' g u r a 229

Austenita residual que se puede obtener en el temple de los aceros al carbono, en función del contenido en carbono de la austenita.

Austenita retenida y tamaño de g r a n o ' que se obtiene en un acero de C = l , l % y Ni = 5,4 templado a temperaturas variables

En la figura 230 se pueden ver las variaciones que expetimenta la resistencia al choque con torsión de un acero de l % de carbono, en función de la temperatura de revenido, observándose un máximo y un mínimo muy marcados. En la figura 231 se observa que la temperatura empleada en el temple influye en la situación de esos puntos. Este ensayo, que es muy interesante, tiene gran analogía con el trabajo de las brocas. En los aceros de alta aleación esta fragilidad se presenta a más alta temperatura que en los aceros al carbono. L o s revenidos a muy baja temperatura, 150° a 200° aproximadamente, en cambio, son en general siempre recomendables porque eliminan las tensiones que tienen los aceros después del temple y aumenta la tenacidad, sin disminuir o disminuyendo muy poco, la dureza del acero.

CAÍ».

Chotjuo con tor*io'n ij Realllencia Charpy Libras/pies •

239

IX.—REVENIDO

Cheque con torsión Ubre a/P Í0£

/ Cbo que con hjrsíon/

• » Tomp<íralura /

«4e Vom1p7 6 C /

/ C ^ ^ ^

0

100

200

Tempera Juro/ ó e lem / o

/ / -

i

•

\\

hoque. Probeta Charpy sin entallar

300

400

Temperatura d e

125

500

)S0

175

100

22S

250

Timparcilura d « rcvanicta

revenido

Figura 230

Figura 231

Influencia de la temperatura de revenido sobre la resistencia al choque con torsión y al choque, con probeta Charpy sin entallar, en un acero de 1 % de carbono templado a 7S0° en agua.

Influencia de la temperatura de temple en la resistencia al choque con torsión, de un acero al carbono de herramientas.

90.

Fragilidad del revenido (Fragilidad

Krupp)

Es muy conocido el clásico fenómeno de fragilidad que se presenta en el revenido de los aceros cromo-níqueles v en algunas otras clases de aceros. A este fenómeno se le conoce con el nombre de ((fragilidad de revenido o fragilidad K r u p p » y se presenta cuando después del temple, el acero permanece durante bastante tiempo en la zona de temperaturas comprendidas entre 450° y 550°. N o se conocen bien las causas que producen esta fragilidad, y aunque se sospecha que puede ser debido a la precipitación de partículas submicroscópicas en las uniones de los granos, la realidad es que se trata de un fenómeno mal conocido y muy complejo. Esa anormal fragilidad no va acompañada de cambios de dureza, volumen o de propiedades magnéticas que podrían ayudar a .estudiar este fenómeno, ni se observan tampoco en el examen microscópico modificaciones de estructura (1), siendo en la actualidad el ensayo por choque, el único que acusa su existencia e importancia. Cuando el revenido se hace a temperaturas superiores a 550°. ia fragilidad se puede producir si el enfriamiento es muy lento, por permanecer el acero durante esa fase mucho tiempo en la zona de (1) El profesor Cohén, del Instituto de Tecnología de Cambridge, ha dado a conocer muy recientemente un reactivo a base de ácido' pfcrico con agentes de adición orgánicos, que después de un ataque de 20 a 30 horas, parece que revela esas precipitaciones.

TRATAMIENTOS

240

TÉRMICOS

DE LOS

ACEROS I

temperaturas peligrosas. En esos casos, el fenómeno de fragilidad de revenido, se caracteriza por la diferencia que existe entre los valores de la resiliencia que se obtienen cuando el enfriamiento se hace rápido y cuando el enfriamiento es lento. Cuando el revenido se hace en la zona 450*V550° y ia permanencia a esas temperaturas es bastante prolongada, JLa fragilidad se presenta siempre en los aceros sensibles a este fenómeno, independientemente de la velocidad de enfriamiento. Por esa causa, deben evitarse esas temperaturas de revenido y en el caso de emplearse se procurará que la duración del revenido sea lo más corta posible (fig. 233). Cuando se empleen temperaturas de revenido superiores a 550°, se puede evitar la fragilidad efectuando él enfriamiento muy rápidamente para evitar una permanencia prolongada del acero a esas temperaturas.peligrosas. La adición de molibcleno en porcentajes de 0,15 a 0,50 % aproximadamente, es el remedio más eficaz para evitar esta fragilidad. Ensayando un acero cromo-níquel de O—0,32 ,% ; Mn—0,62 % ; Cr = 0,65 ,% y N i = 3 % , después del temple a 850° en aceite y revenido a 600° con.enfriamiento en agua, obtuvimos 15, 14, 15,1 y 14,5 K g m / c m 2 de resiliencia. Ensayadas otras probetas sacadas de las mismas barras alternadamente, con el mismo tratamiento de temple y revenido a 600°, pero con enfriamiento al aire, se obtuvieron 10,8, 9,5 y 8,7 K g m / c m 2 , y finalmente con otras enfriadas en el horno, los resultados fueron 3, 2,5, 2,8 y 2,7 K g m / c m 2 . Para valorar la importancia de este fenómeno, se suele utilizar el coeficiente de la susceptibilidad absoluta S n : ^

resiliencia con enfriamiento muy rápido resiliencia con enfriamiento lento

Pa

También se suele utilizar el coeficiente de susceptibilidad rela-

Otro ejemplo clásico de fragilidad de revenido es el que se cita a continuación: Se prepararon diversas probetas de resiliencia det,ii acero cromo-níquel de la siguiente composición : .

C — 0,35 °/ 0 ;

Mn-0,45%;

Cr = l , 5 . 0 ° / 0 ;

Ni = 3°/ 0

que fueron templadas en aceite desde 900° y luego revenidas durante dos horas a 650° y enfriadas con diferentes velocidades como se indica en la tabla X X . Ensayadas luego en péndulo Izod, dieron los siguientes resultados:

CAP.

IX.

TABLA

REVÉN I D O

241

XX

Velocidades de enfriamiento desde la temperatura de revenido

-Muy rápida (en agua)

.'.

Resiliencia Izod

43

2,5° 'minuto

4

1" minuto

3

2

. 0,50" minuto

Influencia de la velocidad de enfriamiento después del revenido, en la resiliencia de ün acero cromo-níquel.

En este caso el coeficiente de susceptibilidad absoluta es : 43 ^ = ^-=21,5 e indica que el acero es muy susceptible a este f e n ó m e n o de fragilidad. P o r lo tanto, para conseguir con este acero una tenacidad aceptable es necesario enfriarlo rápidamente en agua después del revenido. La fragilidad qué tiene un acero después de un revenido efectuado en condiciones desfavorables, se puede hacer desaparecer por medio de un segundo revenido a temperatura un p o c o más elevada, seguido de enfriamiento rápido. También se puede volver frágil un acero que ha quedado tenaz después de un revenido efectuado con enfriamiento rápido, si se le da un nuevo revenido con enfriamiento lento. Se puede por lo tanto, hacer aparecer y desaparecer esta fragilidad de los aceros por revenidos sucesivos. 91.

Influencia de diversos factores en el fenómeno de fragilidad de revenido

V E L O C I D A D D E E N F R I A M I E N T O . — Y a hemos señalado que la velocidad de enfriamiento después del revenido, constituye un factor fundamental en el fenómeno de fragilidad. La influencia de. esta velocidad varía mucho de unos aceros a otros v aún es diferente para aceros de la misma composición que tienen distintos porcentajes de azufre, f ó s f o r o y o x í g e n o . Así, por ejemplo, en Ja figura- 232 se ve que los dos aceros A y B c u a n d o . s é emplean bajas velocidades de enfriamiento en el 16

TRATAMIENTOS

242

TÉRMICOS

DE L O S

ACEROS I

revenido, tienen en el ensayo longitudinal la misma susceptibilidad absoluta máxima ( S a = 2 , 3 ) , siendo en cambio distintas las velocidades críticas que hay que sobrepasar en el enfriamiento, para que no-se presente el fenómeno de fragilidad. En el ensayo longitudinal, para una velocidad de enfriamiento de 150°/hora, ninguno de los aceros presenta fragilidad. Para una velocidad de 75°/hora, el acero A continúa sin presentar fragilidad mientras el acero B presenta ya la susceptibilidad máxima. Por fin,

1/ en yrados

por

hora

Figura 232 Influencia de la velocidad de enfriamiento después de! revenido, sobre e! coeficiente de susceptibilidad. ,

para velocidades de 15°/hora, los dos aceros presentan la susceptibilidad máxima, aunque las velocidades críticas de aparición de la fragilidad son diferentes. Se observa también, que para un mismo acero laminado o forjado, la susceptibilidad y velocidades críticas, son mucho menores en el sentido longitudinal que en el transversal. INFLUENCIA

D E L T I E M P O D E PERMANENCIA D E L .ACERO

F.N LA

ZONA,

CRÍTICA.—Cuando el revenido se hace a temperaturas superiores a 550°, para que se presente este fenómeno de fragilidad hace falta, que en el proceso de enfriamiento, la permanencia del acero a las temperaturas críticas de 450° a 550°, sea superior a un tiempo determinado, que varía bastante ele unos casos a otros. Para estudiar esta influencia, Jolivet y Chouteatr efectuaron una serie de experiencias con un acero ele la siguiente composición :

CAÍ».

IX.—REVENIDO

243

C = 0,15 °/ 0 Mn = 0,50 °/ 0 Ni = l °/ 0 y Cr = l,80 % , manteniendo el acero después del temple y'revenido, durante'peiíodos de tiempo variables a diversas temperaturas comprendidas en el intervalo 400°-600°. En la figura 233 se resumen algunos de los ensayos realizados. Se templaron las probetas a 87.5° con enfriamiento en aceite y luego fueron revenidas a 675° durante una hora. De todas ellas la mitad fueron enfriadas desde la temperatura de revenido rápidamente en agua (resiliencias p1), y la otra mitad fueron enfriadas en baños

Figura- 23o Aparición de la fragilidad de revenido en un acero templado a 875° en aceite y revenido' a 675", en función de la permanencia posterior del material a diversas temperaturas.

metálicos a temperaturas variables, manteniéndolas en ellos durante diferentes intervalos de tiempo y finalmente se enfriaron en agua (resiliencias p„). Se observa que la susceptibilidad crece al prolongarse la permanencia del acero durante el proceso de enfriamiento en la zona crítica de 450° a 550°. Se ve también que a 525° hace falta'menos tiempo que a otras temperaturas para que la susceptibilidad sea máxima y que se presenta a las dos horas en el ensayo transversal y a las ocho horas aproximadamente en el longitudinal. A 475° hace falta ocho horas en el ensayo transversal y 24 horas en el longitudinal. A 600°, en cambio, se ve que a pesar de permanecer el acero a temperatura 24 horas, no se presenta el fenómeno. Se observan también diferencias notables entre la susceptibilidad en el ensayo trans-

244

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

L O S ACEROS I

versal y longitudinal* siendo el crecimiento de la susceptibilidad mucho más rápido en el primero que en el segundo. TEMPERATURAS

EN QUE SE ACUSA MÁS ESTE F E N Ó M E N O . — E n

la

fi-

gura 234 se señalan los valores de susceptibilidad absoluta- que se obtienen en los anteriores ensayos cuando e 1 acero después de templado y revenido a 675°, es mantenido en el proceso de enfriamiento durante veinticuatro h o r a s a temperaturas variables entre 400° y 600°, observándose la influencia tan desfavorable que ejerce una permanencia prolongada en la zona 500°-525°. Para hacer sensible la influencia de este fenómeno, en los estudios que se hacen sobre la posible existencia de la fragilidad, se suele emplear un tratamiento que se llama de sensibi¿Cft' 500* 550" 600' 650' 700 lización y consiste en manTemperatura de revenido tener a ios aceros después Figura 234 del temple y revenido duTemperaturas críticas de aparición del fenómeno de rante un período de 10 a 24 fragilidad de revenido. El acero fué templado a horas a 525°, que según la S75° en aceite, revenido a 675° y luego mantenido figura 234, es la temperatudurante veinticuatro horas a las temperaturas que se señalan en la figura. ra donde se manifiesta con más intensidad esa desfavorable influencia, y que por eso servirá mejor que ninguna otra para manifestar o revelar ese peligroso fenómeno. I N F L U E N C I A D E D I V E R S O S FACTORES C U A N D O EL R E V E N I D O SE EFECS U P E R I O R E S A 600°.--En las figuras 235 y 236 señalamos los resultados de unas experiencias efectuadas por Jolivet con el mismo acero cromo-níquel citado anteriormente, para conocer la influencia que ejercen en este tratamiento la temperatura de revenido y él tiempo de permanencia del acero a esa temperatura. L o s ensayos se realizaron templando las probetas a 875° con enfriamiento en aceite y luego fueron revenidas a temperaturas vaTÚA A T E M P E R A T U R A S

CAÍ».

245

IX.—REVENIDO

riables de 650° a .720°. De todas las probetas, la mitad fueron enfriadas desde la temperatura de revenido rápidamente en agua (resiliencia P l ) y a la otra mitad se les dió un tratamiento de sensibilización, que consiste en pasarlas desde la temperatura de revenido a un baño a 525°, permaneciendo las probetas a esa temperatura durante veinticuatro horas y luego se enfriaron en agua (residencia p 2 ). En la figura 235 se señalan las residencias (p2) obtenidas después del temple, del revenido y del tratamiento de sensibilización a 525°, observándose que en esas condiciones (que son las más desfavorables), la residencia aumenta con la temperatura de revenido y la duración del mismo. En la figura 236 se clan 6 8 10 16 u los valores de susceptibiliTiempo en horas dad absoluta

s.

residencias pj residencias p2

Figura 235

Influencia de. la temperatura y de la duración del revenido en la resiliencia de los aceros.

observándose que la susceptibilidad disminuye al aumentar la temperatura y la duración del mantenimiento a esa temperatura. En recientes trabajos de los investigadores ses se ha revelado que un mantenimiento prolongado del acero a una temperatura suficientemente elevada, y ligeramente inferior a Ac x disminuye la posibilidad de la posterior aparición de la fragilidad, siendo esta influencia tanto más marcada cuanto más elevada sea la temperatura de calentamiento. Figura 236

I N F L U E N C I A D E LA T E M P E R A T U R A

DE

ENSAYO.—Un avance muy grande en Influencia de la temperatura y de la el conocimiento de la fragilidad de duración del revenido en la susceprevenido de los aceros, tibilidad. al efectuarse los ensayos a temperaturas variables desde 70° hasta 100° bajo cero. En la figura 237 se pueden ver los resultados obtenidos al en-

246


sayar un acero cromo-molibdeno que a la temperatura ambiente no presenta esa fragilidad y otro al cromo que sí la-acusa. El ensayo se comenzó templando ambos aceros a 845° en aceite y luego fueron revenidos a 620°, enfriando desde esa temperatura unas probetas en agua A- otras en el horno. Se ve que a pesar de obtenerse con ambos aceros características Cha-rpy Ft/lbs 120

100

Acero a l cromo m olibdeno Enfriado en agua-.

r /v r1

80 60

/ /

40

f Enfriado

"

en »1 horno

:

20

0 A c e r 3 al crorno

120 100

Enfriado en a g u a ^

80 60

>

40 20

0

-100

-70

-40

/

J

/

//

V Enfriado en el horno

-10 0 10 t

40

70 •

Temperatura de

¿rsatjo

Figura 237 Ensayo de fragilidad de revenido de un acero cromo-molibdeno y de un acero al cromo, templados a 845° en aceite y revenidos a K20", enfriándose los aceros a partir de esa temperatura, como se indica en la figura.

bastante similares cuando se ensayan a 25°, las verdaderas cualidades de ambos aceros son muy diferentes. Esta diferencia se destaca al comprobar el valor tan bajo de la residencia que en el ensayo efectuado a 10° ó 20° bajo cero tiene el acero al cromo templado y revenido a 620°, que después del revenido ha sido enfriado lentamente dentro del horno, mientras que la residencia del acero

CAP.

IX:

REVENIDO

247

oromo-molibdeno enfriado en el horno después del revenido, es muy aceptable a 10° y a 40° bajo cero. Se ve también que siempre después del enfriamiento en agua, se obtienen resiliencias más altas, y que en el acero al cromo, ejerce más influencia que en el cromo-molibdeno, la velocidad de enfriamiento. T R A T A M I E N T O DE S E N S I B I L I Z A C I Ó N . — L a influencia de este tratamiento se acusa perfectamente en los ensayos a temperaturas variables desde 70° a —100°.

Charpy Ft/lbs 120

r Acaro al cromo mol ibdeno Enfriado e n a g u a - .

— *"" —

100 80

/'Revenido a 550"

/// durante 10 horas

60

40 20

0 120 100

Acero

al

crom 0

Enfriado en a q u a ^

80 60

s

40

/

/

/

r

' Revenido a 550° durante 10 horas

20

0

•

//

/

M

— 100

-

70

- 40

-10 0 10

40 70 Temperatura del ensaco

Figura 23S Influencia del ensayo de sensibilización v de la temperatura de ensayo en la resiliencia de un acero cromo-molibdeno y un acero al cromo.

Ensayando a diversas temperaturas los aceros al cromo-molibdeno v al cromo citados anteriormente, se obtienen los resultados que se pueden ver en la figura 2-38. .

TRATAMIENTOS

248

TÉRMICOS

DE

L O S ACEROS I

En la figura 239 se ve la influencia de la duración del tratamiento, observándose que permanencias de diez a veinticuatro horas revelan perfectamente las características del fenómeno. K<5 rr>/cm' 20 18

16 14 12 10

í 6 4 2 0 -200 -160 _r120 -«0

-4«

40

80

120

160

200

240

Temperahura de ensayo Figura 239

Influencia de la duración del calentamiento a 525" en el ensayo de sensibilización sobre la resiliencia a diferentes temperaturas.

Un horno para el tratamiento continuo de barras de acero.

CAÍ».

92.

249

IX.—REVENIDO

Influencia del tiempo en el revenido

L a permanencia del acero a la temperatura de revenido, tiene bastante influencia sobre la dureza que se obtiene después de este tratamiento. En general se suele recomendar que las piezas permanezcan a la temperatura de revenido de media hora a tres horas. En la figura 240 se puede apreciar la pérdida ele dureza que experimenta un acero de 0,82 % de carbono templado y revenido

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6 Figura 240 Influencia de la duración del revenido en la dureza de un acero de herramientas al carbono, templado y revenido a diferentes temperaturas.

.i 650°. El ablandaminto en los tres primeros minutos es rapidísimo, continuando luego la pérdida de dureza al prolongarse ja permanencia del acero a la temperatura de revenido, pero a un ritmo cada vez más lento. Estas variaciones de dureza en función del tiempo, se aprecian muy claramente empleando, gráficos c o m o el de la figura 240-í». H a y circunstancias que modifican estos descensos progresivos de dureza c o m o s o n : la presencia en la microestructura, de la •lustenita residual o de carburos de cromo, tugsteno, molibdeno, etcétera, que en determinadas circunstancias, hacen que en el revenido se aumente la dureza conseguida después del temple.

TRATAMIENTOS

250

93.

TÉRMICOS

DE

LOS ACEROS I

Colores de revenido

Cuando el revenido de los aceros se efectúa en atmósferas oxidantes (bien al aire o en hornos en los que hay gran proporción de oxígeno), se forma en la superficie de los aceros una película muy delgada de ó x i d o , cuyo color varía con la temperatura máxima alcanzada en el revenido. Esa coloración superficial que adquieren los aceros templados, sirve muchas veces para controlar el reve-

TABLA

X X I

T E M P E C

O

L

O

R

«ceros al carbono y de baja aleación

Amarillo pálido Amarillo paja Amarillo oro Amarillo pardo Violeta oscuro Violeta púrpura Azul claro Azul pardo Azul verdoso

220°

Colores de revenido de los

R A T U R A S Aceros inoxidables

—

23

280"

245°

320°

255°

350°

265°

400"

275°

470°

290°

ñio»

297°

550»

330°

640°

400°

725°

aceros.

nido de los aceros de herramientas. Para que la observación sea fácil y correcta, conviene que las herramientas tengan las superficies limpias y pulidas. En la tabla X X I damos las temperaturas correspondientes al c o lorido que adquieren en este tratamiento los aceros. Se observará que en los aceros inoxidables los colores aparecen a temperaturas muy diferentes a la de los demás aceros.

CAPITULO TRATAMIENTOS

X

ISOTERMICOS

94. C o m o consecuencia de los estudios derivados de la curva de la « S » , se ha incrementado mucho el uso de las baños calientes (plomo y sales fundidas) para el tratamiento de piezas y herramientas, debido principalmente a los siguientes motivos : 1.° El conocimiento de las valiosas propiedades del nuevo constituvente «bainita» cuya presencia esdnteresante en gran número de piezas y perfiles. 2.° La gran reducción de grietas y deformaciones que se consigue al emplear baños de sales para el enfriamiento del acero desde la temperatura de temple. Esos defectos se presentan con más frecuencia cuando se templa el acero en agua o en aceite, porque entonces, la periferia de las piezas se enfría rápidamente cuando todavía el centro está muy caliente y al verificarse las transformaciones estructurales, antes en la periferia que en el centro, se crean grandes tensiones entre esas zonas; que luego pueden originar deformaciones, grietas y roturas. Enfriando en cambio en baño caliente, se evitan estos percances, porque se consigue que antes de iniciarse la transformación de la austenita se iguale la temperatura del centro y de la periferia, y luego se pueden verificar las transformaciones en las diferentes partes de las piezas casi a la vez. 3.° Porque cuando se utilizan en estos tratamientos, sales de composición adecuada, se llega a evitar completamente la descarburación v oxidación superficial del acero. 4.° Por la posibilidad de ablandar ciertos aceros en mucho menos tiempo que el necesario para conseguir los mismos resultados con los recocidos de regeneración. La influencia que el método de enfriamiento ejerce en la aparición de grietas y deformaciones, se comprenderá bastante claramente observando la figura 241. En ella se representa gráficamente el proceso de enfriamiento de la periferia y del centro de cuatro piezas iguales templadas en agua, aceite, en baño de sales y al aire. Se trata de piezas fabricadas con un acero aleado, que al ser enfriado desde alta tempera-


252

DE

LOS

ACEROS I

tura en cualquiera de los cuatro medios de enfriamiento citados, siempre queda templado, porque las velocidades de enfriamiento que se obtienen en los cuatro casos, son mayores que la crítica de temple, y por lo tanto, en todos ellos se obtiene martensita después del enfriamiento. En la figura 241 las líneas M s y M p . señalan el principio y fin de la transformación de la austenita en martensita. GraTem peraturas

Enfriamieni en

acjuQ.

Cotwo'n. |1 Parlería mot

• Enfriamiento en.aire "orarán El corazon esta todavi'a.a alie _ Periferia temperatura cuando la periferia empieza a -transformarse

El ordioia 11 evtatbdaîa/j 1 a'elexada I I temperatura ' \ cuando en la | periferia se J¡ \.a diferencia de -temperatura e*>iar\ pequeña (fue la periinicio, la 1, feria u el tarazón atraviesa la sformo.tiór*| l Corale zona <¿ tran6jormación al mismo maríentWa. ji . Parife '-iempo lj a la misma temperatura Comí cazo de la \ i1 L° Iranlformacto'n \ ii ; 7 \ \y\ en martonsítn. Temperatura dal bQño de sales HS : ' Fia de la t ranfeôrmación. " Z o n a d e temperatura «a martenii-la en laûc se forma G ^ v_ ^X-/1Corazón rtcnJita. La, trañsíormaV Temperatura d e tion. da ta peri - < los baaoj de i c m i f e r i a CE corrí" 1 aûa ij acerk pietà antes- de <û' L a transformación. d«! corcndn camicma. ' an+«5 d« '.a Iransjormacitir* ds La — haua comon-zado la deT p«ri|ona sta compiala. toraxo'n.. Tiempos Figura 241 Procesos de enfriamiento de cuatro piezas de acero idénticas, en agua, aceite, baño de sales y aire, en los que se señala el principio y fin de la transformación de austenita en martensita.

cias a esas líneas, sabemos los momentos en que se inicia y se termina la transformación martensítica en el corazón y en la periferia ele las piezas. Se observa que cuanto más enérgico es el medio de enfriamiento, mayor es la diferencia de temperatura entre la periferia y el centro, y c o m o consecuencia mayores son las tensiones internas que se crean en el acero, que son las que originan las grietas y roturas. En el temple en agua, cuando la curva de enfriamiento de la superficie llega al punto A de la línea M s , donde se inicia la transformación de"la austenita en martensita, la diferencia de temperatura con el punto B de la línea de enfriamiento del centro, es muv grande. Se observa también que cuando en la pieza templada en agua se ha transformado totalmente.la austenita de la periferia, punto C,

DAF.

X.

TRATAMIENTOS

ISOTÉRMICOS

253

no se ha iniciado todavía la transformación de la austenita de la zona central, punto D , o sea-, que hay en el corazón una gran masa de acero en estado austenítico, rodeada por una capa de martensita dura y frágil. Esto es muy peligroso, porque al transformarse luego la austenita del corazón de la pieza en martensita, hay un aumento de volumen, que tiende a romper la capa periférica y origina tensiones en la capa martensítica exterior muy dura, que puede llegar a romperse o agrietarse. En las curvas de enfriamiento en aceite, se ve que la velocidad es más lenta, y que cuando se inicia la transformación punto E, la diferencia de temperatura entre la periferia y el centro E - E , es más pequeña que la A - B correspondiente al agua, habiéndose efecIuado una gran parte de la transformación y expansión del centro antes de que toda la masa del acero de la periferia alcance la temperatura correspondiente al punto R y se transforme en martensita dura v frágil . En el temple en aceite hay menos tensiones'porque parte de la transformación de la periferia y el centro se hacen a la vez, y es pequeño el porcentaje de acero de la zona central que se dilata en el temple después de que la zona periférica está templada y dura. En el enfriamiento al aire, la diferencia es menor y todas las partes se transforman casi al mismo tiempo y hay un mínimo de tensiones residuales con menor peligro de grietas y deformaciones. El enfriamiento en baño de sales a una temperatura ligeramente superior a la crítica M a , donde se mantiene el acero un cierto tiempo y luego se enfría al aire, es el más beneficioso. Se consigue de esta forma que igualen la temperatura de la periferia y del centro antes de que la austenita se transforme en otros constituyentes, y luego, al enfriarse al aire, la transformación de la periferia y H centro se verifica casi al mismo tiempo, siendo la diferencia de temperatura entre ambas zonas pequeña, y por lo tanto, serán despreciables las tensiones y las deformaciones que se crean y el peligro ele grietas desaparece también casi por completo. 95,

Recocido isotérmico

Esta clase de tratamiento que ha tenido en los últimos años gran aceptación y éxito en la industria, tiene la ventaja de ser mucho más rápido que los recocidos ordinarios de enfriamiento lento. Es curioso destacar que en estos últimos, a pesar de su gran duración es relativamente corto el tiempo, que se emplea precisamente para la transformación de la austenita (zona de la curva de enfriamien-

254

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE L O S ACEROS I

to comprendida dentro de las dos curvas de la «Su, f i g . 242). En la actualidad, debido a la extraordinaria información que dan las curvas de la « S » , es posible Conocer y elegir las temperaturas de transformación convenientes para conseguir determinadas microestructuras y durezas ; pudiéndose también predecir con bastante aproximación cómo y cuándo se ha de efectuar la transformación, de acuerdo con el programa de trabajo previamente preparado. El recocido isotérmico consiste en calentar el acero a una temperatura ligeramente superior a la crítica (algunas veces Ac 3 , pero generalmente A c J y enfriar luego lo más rápidamente posible hasta una temperatura ligeramente inferior a A , , manteniendo el acero a esta temperatura el tiempo necesario para que se verifique la Temperaturas

Temperaturas

Curvo de enfriamiento

Centra y

Super/rcie

Mtcrocons ti tuy entes: perrito 1/ Per/ita

fticrvcenslituyen/es:

Perrit'a y

£ sí ai a toqarítmica de tiempos

Es cata de

Figura

Figura 242 Representación esquemática de un recocido de regeneración con enfriamiento lento.

Representación

Pertita. logarítmica tiempos.

243

esquemática isotérmico.

de un

••ecocidu

transformación y luego se enfría el aire (fig. 243). Esa temperatura deberá ser suficientemente elevada para que la dureza que se obtenga por transformación isotérmica sea aceptable, no debiendo sin embargo ser demasiado alta porque podría ser excesiva la duración del tratamiento. Para dar una idea del ahorro del tiempo que se consigue de esta forma, a continuación damos en la tabla X X I I el ciclo de recocido correspondiente a un acero de herramientas al carbono.

CAP.

X.—TRATAMIENTOS

TABLA

R e c o c i d o con e n f r i a m i e n t o l e n t o

255

ISOTÉRMICOS

XXII

Recocido isotérmico

Calentamiento a 780°.

Calentamiento a 780".

Mantenimiento de una hora.

Mantenimiento de una hora.

Enfriamiento lento, con una velocidad

Enfriamiento a 700°.

de enfriamiento de 15°/hora. Mantenimiento de dos horas. Enf riamiento,

al aire desde

Duración, 12 a 24 horas.

625°.

Enfriamiento

al aire desde 7C0°.

Duración, 6 a 12 horas.

Comparación entre los tiempos necesarios para efectuar el recocido de regeneración de piezas de poco espesor "de un acero de 1 % de carbono, y el necesario para efectuar el recocido isotérmico de las mismas piezas.

El recocido isotérmico es muy interesante para los aceros de herramientas de alta aleación. El clásico recocido, utilizado normalmente desde hace muchos años, para ablandar por ejemplo un acero al tungsteno para matrices en caliente, consiste en calentar lentamente el acero hasta 850°-S75°, mantenerlo durante un cierto tiempo a esa temperatura y enfriarlo lentamente con una velocidad inferior a 15°/hora hasta 500°. De esa forma, la duración es la siguiente : 12 horas de calentamiento, 6 horas de permanencia a temperatura y 30 horas de enfriamiento, o sea, en total, 48 horas. El recocido isotérmico del mismo acero se hace en la siguiente forma : 12 horas para el calentamiento, 2 horas de permanencia \t 875°, enfriamiento rápido a 780° y mantenimiento de 4 horas a esa temperatura ; luego el enfriamiento se hace al aire. De esta forma 'se obtiene una dureza de 240 Brinell aproximadamente. En la figura 244 se señalan los resultados obtenidos por Peter Payson al efectuar ensayos de laboratorio con pequeñas muestras ríe acero rápido 18-4-1, que fueron ausle'nizadas a 875" durante 1 y 12 horas y luego introducidas en un baño de sales a 780° y mantenidas a esa temperatura durante intervalos de tiempo variable desde 10 minutos a 6 horas y finalmente enfriadas en. agua. L o s resultados son excepcionales, pues con tratamientos muy cortos (tres horas v media), se consigue ablandar el acero rápido, obteniéndose durezas de 260 Brinell, müy aceptables para determinados trabajos. El recocido, isotérmico ele un acero indeformable de 12 % de cromo, se efectúa en la siguiente forma : calentamiento de auste-

256

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE L O S

ACEROS I

nización a 925° y mantenimiento a esa temperatura durante 2 horas, enfriamiento rápido a 780° y mantenimiento durante 4 horas ; enfriado generalmente al aire. De esta forma la dureza será aproximadamente de 235 Brinell. En estos tratamientos tiene gran importancia que el enfriamiento del material, hasta la temperatura del bario caliente, se haga muy rápidamente y así el proceso podrá ser corto y el acero quedará blando. Cuanto más rápido Ourcza Brin.il sea ese descenso de tempeA c a r o rdpido ratura, menor será la duraTemperatura d* a u « t « n i x a e ¡ o n 8 7 5 * C Tampcratura dt t r a n s f o r m a c i ó n 7 8 0 C ción del tratamiento. El recocido isotérmico de piezas forjadas, es un tratamiento que está adquiriendo también gran desarrollo. #

4

5 6 Horas T l t m p o a [a f t m p B r a h i r a

dt transformación

Figura 244 Durezas que se obtienen . en el recocido- isotérmico del acero rápido 18-4-1, calentándolo a 875° durante una a doce horas, enfriándolo luego a 780° y permaneciendo a esa temperatura, períodos desde diez minutos a seis horas.

El procedimiento clásico utilizado para recocer piezas forjadas consiste en recalentar las piezas por encima del punto Ac 1 ( mantenerlas a esta temperatura durante un c i e r t o tiempo que depende del espesoi, y luego enfriarlas lentamente.

En el recocido isotérmico en cambio, se pasan las piezas directamente de la prensa o martillo, antes de que su temperatura descienda de.700° aproximadamente, a un baño de sales y se mantiene el acero durante un cierto, tiempo, que depende de la composición y del tamaño de las piezas, a la temperatura del baño y se enfría al aire. La temperatura de las sales se determinará de acuerdo con la curva de la. « S » del acero y la dureza que se quiere obtener. Así, por ejemplo, para recocer coronas forjadas de un acero de C —0,42'% ; Mn = 0,68 % y Gr = 0,93¡%, se utiliza un baño de sales caliente a 685°, a donde se pasan las piezas directamente de la prensa al baño y allí se mantienen durante treinta minutos, después sé enfrían al aire hasta que su temperatura es de 120° aproximadamente y luego se pasan al agua. Con este tratamiento se obtiene una estructura perlítica muy

\ CAP.

X.

TRATAMIENTOS

ISOTÉRMICOS

257

uniforme, con tamaño de. grano 2 a 3 que facilita mucho la mecanización, obteniéndose además las piezas libres de cascarilla de forja que se desprende al ser introducida en el aeua 96.

Austempering

^ Este tratamiento tuvo en Estados U n i d o s desde los primeros años de su utilización una aceptación extraordinaria, sobre todo al utilizarse para la fabricación de pequeñas piezas o herramientas Temperaturas

McroconsMuytnfos : Sa/n/Va Ssca/a /'ooarí/m/ca ate Y/tm/roj Figura 245 Representación

esquemática

del

austempering,

de acero al carbono o de baja aleación, que debían de quedar con durezas de 40 a 55 R o c k w e l l - C . Las piezas sometidas a este tratamiento quedan con estructuras bainíticas que tienen una tenacidad mucho más elevada que la que corresponde a piezas idénticas, en las que se ha c o n s e g u i d o la misma dureza por temple y revenido. A d e m á s al verificarse la transformación de la austenita isotérmicamente y no existir la etapa martensítica, el peligro de grietas y deformaciones desaparece. La posibilidad de hacer el tratamiento automáticamente, en instalaciones especialmente proyectadas para ello, ha permitido utili17

258


zarlo en gran escala, obteniéndose muy buenos resultados en aceros de 0,50 % a 1,20.% de carbono. En cambio, las experiencias .realizadas con aceros de construcción al carbono y aleados de 0,20 a 0,40 % de carbono, no son tan satisfactorias. Algunas veces los resultados son mejores que los obtenidos con el temple y revenido, y otras veces inferiores. Es difícil dar reglas generales, sobre las ventajas e inconvenientes del método con esta clase de aceros, porque los resultados son bastante "irregulares y varían mucho de unos casos a otros. El austempering, consiste en calentar el acero a una temperatura ligeramente superior á la crítica y enfriarlo luego en un baño caliente,, que es mantenido a temperatura constante, durante un tiempo suficiente para que sé verifique la total transformación de la austenita en bainita. La temperatura del baño, que debe ser superior a ia del punto >' s suele variar de 250° a 550°. Para que el tratamiento sea correcto.y la estructura sea totalmente bainítica el enfriamiento en la primera fase debe ser suficientemente rápido para evitar la formación de perlita (fig. 245) . En la tabla X X I I I se pueden ver los resultados obtenidos con un acero de 0,74 % de carbono enfriado en un baño a 300° y mantenido en él durante 15 minutos, en comparación con los resultados obtenidos con el mismo acero templado directamente y luego revenido. En la figura 246 se observa que cuando la dureza es de 50 Rockwell-C, la tenacidad, de ese acero tratado isotérmicamente TABLA T r a t a m i e n t o de a n s t e m p e r i n g

XXIII Temple y revenido

Calentar cinco minutos a 790°. Calentar cinco minutos a 790°. Templar en agua a 21°. Templar en plomo a 30010. Dejar la probeta quince minutos en el Revenir treinta minutos en plomo 315°. baño. Enfriar en agua. Enfriar en agua. Dureza 'Rockwell-C.. Resistencia Límite' de elasticidad. Alargamiento Estricción. : Resiliencia ...

50,4 198 90 1,9 ,'34,5 9,5

Kg/inm8 » % .%• Kgm/cm-

Dureza "Rockwell-C. Resistencia Límite de elasticidad Alargamiento Estricción Resiliencia ...

a

50,2 170 Kg/mm2 107 » 0,3 % ' 0,7 % 1,25 K g m / c m 2

Comparación de las características correspondientes a dos aceros de 0,74 % de carbono, que han quedado Con una dureza de 50 Rockwell-C después del temple y revenido lino, y después del austempering el otro.

\ CAP.

X.

TRATAMIENTOS

ISOTÉRMICOS

259

(88 Ft. lbs.), es notablemente superior a la obtenida con el tratamiento normal de temple y revenido (4,8 Ft. lbs.). Como el acero tratado de esta forma no está sujeto a las severas tensiones internas propias de las transformaciones martensíticas, no sólo está libre de las pequeñas grietas microscópicas que nacen en los femples ordinarios, sino que posee también otras notables cualidades. En la figura 247 se puede ver lo que sucede al romper Resistencia at tres redondos de 8 m / m . de acero de 0,90 % de carbono que después del austempering han quedado con una SO dureza de 50 Rockwell-C. Por tracción se obtiene una estricción notable, 40 para el grado de dureza del acero, por choque dobla antes de romper y tiene bastante tenacidad y en el ensayo de 30 plegado dobla 160° antes de romper, mientras que un acero templado de la Temple u 1 misma dureza, se rompe en los tres en- ?0 revenido | 1 Austempering sayos como el cristal. La aplicación de este tratamiento para piezas pequeñas, no requiere además instalaciones costosas, ya que se pueden^ calentar hasta la temperatura de austenización en cualquier clase de hornos y después se pasan a un baño de metal o sales fundidas, manteniéndolas a temperatura el tiempo necesario para que se consiga la estructura deseada. ' rf

iO

40

45

50

55 Dureza

60 65 Rockwf/l-í

Figura 246 Resistencia al choque de redondos de 5 mm. de acero de 0,74 % de C, después del temple y revenido o des-

Pues ae u n tratamiento isotérmico en el que han quedado con canezas

La limitación de este tratamiento de 4o a es Rockweii-c. estriba, en que algunas veces no se consigue la velocidad de enfriamiento necesaria, para evitar la transé formación de la austenita en la zona de la nariz de la «S», correspondiente a la formación de estructuras perlíticas o sorbíticas blandas, bien porque el acero tiene una velocidad crítica, bastante, elevada, o porque las piezas son demasiado grüesas. La utilización de este tratamiento es también posible aun tratándose de piezas grandes con el empleo de aceros aleados v empleando métodos mecánicos para agitar el baño, que favorecen el rápido enfriamiento ele las piezas.

260


D E L O S ACEROS I

Recientemente se ha comenzado a utilizar una variante de este proceso para tratar grandes piezas. El acero después de ser calentado a la temperatura de austenización, ligeramente superior a la crítica, se enfría rápidamente en un baño cuya temperatura es inferior a M s , con lo que se consigue salvar la nariz de la « S » aun-

Figura 247 Comparación entre los resultados que se obtienen al romper por tracción, choque y doblado, 'redondos de acero de 0.90 % de carbono de S mm. dé diámetro y de 50 Rockwell-C de dureza. Las varillas del grupo de la izquierda liar, sido endureducidas por austempering, y las de la derecha por temple y revenid i.

que se transforma algo de austenita en martensita, y luego se pasa inmediatamente la pieza a un baño cuya temperatura es la precisa para que se efectúe isotérmicamente la transformación bainítica del resto de la masa que se encuentra todavía en estado austenítico, y así aunque una parte del material se ha transformado en martensita, ta mayor parte recibe el tratamiento isotérmico, a pesar de su gran tamaño, sin que aparezcan estructuras perlificas, blandas. 97.

Martempering

Este tratamiento se efectúa calentando el acero y manteniéndolo a una temperatura superior a la crítica durante un tiempo suficiente para su completa austenización y enfriándolo luego en un baño de sal fundida, cuya temperatura suele oscilar entre 200" y 300° y

\ CAP.

X.

TRATAMIENTOS

ISOTÉRMICOS

261

debe ser superior al punto M s , de comienzo de formación de la martensita. El material debe permanecer en el baño caliente el tiempo suficiente para conseguir que toda la masa del acero, incluso el corazón de la pieza, alcance e iguale la temperatura del baño, no prolongando demasiado la permanencia para evitar que se inicie la transformación en ningún punto, y luego se enfría la pieza al aire. De esta forma se obtiene una estructura martensítica con muy pocas tensiones residuales. Cuando convenga disminuir la dureza o reTemp eral a ras , Cursas de

*e5

enfriám/en/o

2««, Ms

.oüiA

_ M/crocoshluyen/i^ ~Morkr2S/ja reven/da £sca/a /ooarrVm/ca de Hémeos Figura 248 Representación

esquemática

del

martempering.

sistencia obtenida, se puede dar posteriormente al acero un revenido. Es necesario que el enfriamiento en el martempering sea suficientemente rápido para que la curva de enfriamiento no corte a la nariz de la « S » en ningún punto, pues si lo hiciera, parte de la austenita se transformaría en otros constituyentes y al llegar a la zona de formación de la martensita, tendríamos que parte de la masa no sería ya de austenita y no se podría transformar. En piezas gruesas y cuando se utilizan aceros al carbono o de baja aleación, esta condición suele ser difícil de cumplir y por eso este tratamiento, lo mismo"qúe el austempering, es de aplicación limitada.

262


Para conseguir la máxima velocidad de enfriamiento en los baños cié'sales, se utilizan agitadores mecánicos como el que se ve en la figura 249 (horno de la izquierda) que consiste en un motor con eje largo en cuyo extremo van montadas unas aspas que agitan el baño. Es muy importante que la temperatura del baño sea próxima / superior a " s pues si fuera inferior, parte de ia austenita de la periferia se transformaría en martensita antes que el resto de la austenita del centro, y el proceso sería imperfecto. Para efectuar el martempering de piezas de un acero determinado, se debe conocer previamente la curva de la « S » de enfriamiento continuo del acero, y especialmente, la posición de su nariz o narices, la temperatura correspondiente al punto M s y el tiempo necesario para que se inicie la transformación a una temperatura ligeramente superior a. la correspondiente al punto Ms , que corresponda la que se va a utilizar en el baño de sales. La situación del' punto M s varía bastante en algunos casos con la temperatura de austenización. C o m o se puede ver en la tabla X X I V , que se refiere a un acero de 1,10 % de carbono y 2,80 % de cromo, observándose que al elevarse La temperatura de austenización, desciende la temperatura correspondiente al punto M s . TABLA

XXIV

Temperatura de a u s t e n i z a c i ó n

T e m p e r a t u r a Ms

850°

229°

925°

151o

1.035°

107°

Influencia de la temperatura empleada para la austenización de un acero de 1,10 % de~C y 1,80 % de Or sobre la temperatura correspondiente al punto M s .

A continuación citamos varios ejemplos en los que es muy recomendable el martempering, detallando al misma tiempo las ventajas que en cada caso se obtienen con este tratamiento. l.° Para la fabricación de los engranajes del mecanismo diferencial de automóviles, se utilizaba en un taller el procedimiento clásico de cementación con temple en aceite. Las piezas eran fabricadas con acero cromo-molibdeno d e : 0 = 0 , 1 0 % ; C r = l , 0 5 % y

\ CAP.

X.

TRATAMIENTOS

263

ISOTÉRMICOS

M o = 0,20 % . Eran cementadas a 900° y después templadas primero a 850° y ' l u e g o a 780°, enfriando en ambos casos en aceite, utilizando además un utillaje especial para evitar las deformaciones. Sin embargo, éstas se producían en un 75'% de las piezas, apareciendo variaciones de 0,2 a 0,6 m/m., que hacían necesario el enderezado muy costoso y que inutilizaba bastante piezas por agrietamiento. Empleando en cambio baños de sales calientes a 200° en lugar de aceite para el enfriamiento, se han obtenido resultados muy notables. Las deformaciones medias no pasan de 0,1 m/m., el enderezado ha sido suprimido, se han reducido los excesos para el rectificado y se obtienen durezas de 63 a 65 Rockwell-C, iguales o ligeramente superiores a las obtenidas en el temple en aceite. 2.°

En la fabricación de troqueles de forma complicada con

Figura 249 Martempering de anillos de cojinetes de rodillos de 450 inm. de diámetro de acero al cromo. En el hotno de la derecha se efectúa el calentamiento a 850", y luego se pasan las piezas al horno de la izquierda, cuya temperatura es de 260".

partes delgadas y de gran longitud, fabricados con acero cromomanganeso, se presentaban deformaciones importantes, que llegaban a ser en bastantes casos superiores a lo permitido. Empleando baños de sales para el enfriamiento se resolvió el problema, pues las deformaciones eran casi inapreciables. Ensayando diferentes medios de enfriamiento con durezas casi similares, se obtuvieron las siguientes deformaciones medias: A g u a salada

=0,3.

m/m.

Aceite a 100° ..... ... = 0 , 0 5 m m.

Aceite a 20°

=0,06

m/m.

Baño de sales a 200° = 0,015 m/m..

264

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

Estas cifras revelan la gran ventaja que ofrece el enfriamiento en baño de sales sobre los otros medios de enfriamiento. 3.° En la fabricación de cojinetes de bolas se han obtenido también excelentes resultados empleando este tratamiento. La producción americana de rodamientos para aparatos giroscópicos, pudo ser aumentada durante la última guerra, gracias en gran parte, a las mejoras conseguidas al sustituir los antiguos tratamientos por el martempering. Con el martempering desaparecieron prácticamente, las piezas rechazadas por defecto de tratamiento que antes llegaban con fcmparatura

_

Temperatura

_|_U4~44— -I L4—-Pj

^ - T a ñ í fiera t u r a d e a u s t a n a a e i o n 850* . tráns/ormaeian empieza

"F

frecuencia al 10 % , '

u

se

redujo el costo de la operación y del control, y también el de limpieza y rectificado de las piezas. Además, y esto es lo más importante, las piezas no sufrían casi deformaciones y quedaban prácticamente sin tensiones residuales. El proceso seguido para el tratamiento ele esta clase ele piezas fabricadas con un acero ele C = l,03 % , Mn = 0,45 % y Cr = l,47 % es el siguiente :

S e comienza calentando las piezas a 850° Segundos en un baño de sales hasFigura 250 ta conseguir e 1 estado Curva de la ciS» de un acero al cromo (SAE £2.100) íiustenítico completo, luepara cojinetes de bolas, y representación gráfica del proceso utilizado para el martempering de !os anillos. g o se pasan a otro baño de sales a 260°, donde se mantienen un cierto tiempo hasta que igualen las temperaturas de la periferia v del centro, dejándolas enfriar finalmente al aire. En espesores inferiores a 15 mm. se obtienen durezas de 63 a 66 R o c k well-C. Después se da a las piezas un revenido en baño ele sales a 180°, para quitar tensiones, bajando las durezas a 62 y 64 R o c k wellrC. En la figura 250 se puede ver el diagrama isotérmico de un acero para cojinetes de bolas y el, esquema del «martempering».

\

CAP. X .

TRATAMIENTOS

ISOTÉRMICOS

265

La comprobación de que los anillos quedan iibres de tensiones residuales, se hace cortando transversalmente los anillos con un disco de esmeril. Si los anillos tienen tensiones internas residuales, actúan como muelles y se deforman. Las diferencias de medida son fáciles de medir y serán un índice de las tensiones que tenían las piezas. Otra de las ventajas que se aprecia al dar este tratamiento a los anillos para cojinetes de bolas y rodillos, es que la variación ele medidas después del temple, es muy pequeña. En la tabla X X V , se clan las deformaciones que aparecieron en diferentes piezas de cojinetes tratados por el antiguo y por el nuevo procedimiento. TABLA

Medidas antes del tratamiento

X X V

Media de las deformaciones después del tratamiento Temple y revenido

Tratamiento Isotérmico

22,25

mm.

0,025

mm.

0,013

mm.

32,00

))

0,02-5

Í)

0,013

»

35,00

»

0,025

»

0,013

»

39,45

)>

0,025

)>

0,013

»

42,00

))

0,038

J) .

0,025

»

72,00

»

0,076

Í)

0,025

»

Deformaciones

que a p a r e c e n

en el t r a t a m i e n t o

cojinetes

de

de l o s a n i l l o s

para

bolas.

4." Un tratamiento que tiene algunas analogías con el martempering, se ha venido empleando en la fabricación de limas desde hace muchos años. Si estas herramientas se templan en agua suelen quedar algo torcidas y su enderezado en ese estado es imposible pues antes ele conseguir modificar su forma se rompen como el cristal. Un método muy clásico y antiguo empleado por la mayoría de fabricantes para conseguir que las limas queden duras y bien derechas, es el siguiente : Se calientan las limas a 780° en baño de plomo o en horno de mufla v desde allí se enfrían rápidamente en agua, donde se mantienen solamente unos segundos, al cabo de los cuales se sacan al aire y cuando todavía están calientes se enderezan rápidamente t mano y luego se enfría finalmente al aire o en agua, quedando como liemos dicho antes, duras y derechas.

266


DE L O S ACEROS I

Con ayuda de la curva de la « S » se explica fácilmente el mecanismo de este proceso, que no se había comprendido hasta hace muy poco tiempo. El primer enfriamiento rápido en agua es necesario para salvar la nariz de la curva de la « S » . Luego si al cabo de poco tiempo cuando el acero tiene todavía unos 350° se saca la lima al aire, no se le ha dado tiempo para que descienda la temperatura hasta la temperatura M s de formación de martensita y el acero se encuentra en estado austenítico blando y dúctil que ite fuertes deformaciones, pudiendo efectuarse el enderezado. Luego, aun enfriando al aire, la austenita se transforma en martensita y las limas quedan con durezas de 63 a 66 Rockwell-C. 98.

Patenting

Este tratamiento se suele utilizar en la industria de trefilería, para la fabricación ele alambres de alta resistencia, unas veces como, tratamiento intermedio, para destruir el efecto del estirado y conseguir estructuras muy finas de tipo sorbítico, troostítico o bainítico muy convenientes para los trabajos de trefilería, pues tienen gran tenacidad v una excelente aptitud para el estirado, o también como operación final para que el alambre ele acero quede con una resistencia muy elevada, El patenting es especialmente interesante en el caso ele aceros de alto contenido en carbono (0,50 % a 0,70 % de C), que en general son muy difíciles de estirar. Este problema no se suele presentar en cambio en los aceros de menos de 0,30 % de carbono, porque la ferrita, que es en ellos el constituyente predominante en su estructura, es muy plástica y se deforma con gran facilidad. En la microestructura de los aceros de alto contenido en carbono que han de ser estirados en frío, es muy perjudicial la presencia de cementita libre o de perlita laminar, porque ofrecen una gran resistencia a la deformación. La plasticidad del acero, depende clel espesor de las láminas que componen la perlita y de su orientación con respecto al eje del alambre. Las bandas de perlita perpendiculares a la dirección del laminado, son lar, que ofrecen más resistencia al estirado, mientras que las que se. encuentran paralelas a esa dirección no ejercen una influencia tan perjudicial. El proceso que se sigue en el tratamiento de estos aceros, consiste en calentarlos por encima'de la temperatura crítica Ac 3 2 , hasta conseguir el estado austenítico completo y enfriarlos luego con relativa rapidez, según el espesor del alambré.y los resultados que se quieran obtener al aire, en baños de sales o plomo-fundido»

\

CAP. X .

TRATAMIENTOS

ISOTÉRMICOS

267

Para la fabricación de alambres de alta resistencia, generalmente conocidos con el nombre de cuerda de piano, se emplean aceros de : C = 0,5Ü a 0,70 % y Mn = 0,90 a 1,20 %, y se parte de rollos de alambre laminados en caliente de 40 a 60 K g s . de peso, y de 4 a 10 mm. de' espesor. Para eliminar el óxido superficial que siempre tienen los materiales laminados, se decapan y luego se lavan con agua y se recubren con cal, para neutralizar el ácido y facilitar la lubrificación durante el estirado. Por trefilados sucesivos, se reduce la sección

Figura 251 Una instalación para el tratamiento de alambre de acero «cuerda de piano». En primer término, los aparatos de arrollamiento, y al fondo el horno.

del alambre, y cuando el material ha adquirido ya bastante acritud y es difícil de estirar, sufre el tratamiento. Algunas veces también se da el tratamiento antes de comenzar el estirado. Entonces se hace pasar el alambre a través de un horno en el que se mantiene automáticamente a una temperatura de 800° a 1.000° (según la composición) siempre superior al punto A c a , . La temperatura y la duración de la pasada a. través del horno, deben ser siempre suficientes para conseguir el estado austenítico completo. Si la

TRATAMIENTOS

268

TÉRMICOS

DE

L O S ACEROS I

temperatura es alta, la duración de la pasada puede ser menor y si la temperatura es baja, la duración debe ser mayor. Hay que vigilar la temperatura del baño de enfriamiento para obtener estructuras finas con un mínimo de cement'ita libre en las uniones de los granos. Estas estructuras facilitarán la deformación v el estirado del acero en cualquier dirección y tendrán la máxima

Figura 252

Figura

253

X 500.

X 500.

Microestructura de un alambre de acero de 4,5 min. de diámetro, con 0,64 % de C y 1,1 % de Mn. Calentado a 1.000° y pasado a través del horno con una velocidad de 5 mts. por minuto y enfriado al aire.

Microestructura de un alambre de acero de 6,2 mm. de diámetro, con 0,71 % de C y 0,65 % de Mn. Calentado a 1.000° y pasado a través del horno con una velocidad de 3,5 mts. por minuto y enfriado en plomo a 600°.

tenacidad, con el máximo alargamiento. Las figuras 252 y 253 muestran dos estructuras sorbíticas obtenidas por patenting en aire y en plomo. Se aprecia claramente la diferencia entre la finura de las láminas producidas por los dos medios de enfriamiento, siendo las propiedades del acero tratado en plomo, superiores a las del acero tratado al aire.

\ CAP.

99.

X.

TRATAMIENTOS

269

ISOTÉRMICOS

Tratamiento subcero

Incluímos este tratamiento en este capítulo porque su desarrollo y adaptación se ha efectuado casi paralelamente a los tratamientos isotérmicos y las investigaciones realizadas sobre esta técnica, son una ampliación d e los trabajos realizados sobre algunas curvas de la « S » , que presentan sus zonas martensíticas a muy bajas temperaturas. Desde los primeros momentos de su utilización, hacia el año 1942, existió cierta desorientación sobre su utilidad, ya que mientras a l g u n o s metalurgistas lo consideraban c o m o un gran éxito, señalando que al tratar de esa forma ciertos aceros de utillaje, se conseguía aumentar la vida de las herramientas en un 100 % , otros investigadores afirmaban, que empleándolo no.se mejoraba sensiblemente su rendimiento. Este tratamiento se aplica en los aceros que después del temple normal en agua o aceite, conservan todavía en su estructura una cierta cantidad de austenita residual sin transformar, c u y o porcentaje varía con la c o m p o s i c i ó n , temperatura de austenización,-medio de enfriamiento, tamaño de la pieza, etc. En el temple de los diversos aceros, el porcentaje d e austenita residual suele variar entre los siguientes límites : Aceros Aceros Aceros Aceros Aceros

de 1 % de carbono y 5 % de cromo de 1,5 % de carbono y 12 % de « l o m o rápidos de herramientas de baja aleación al carbono ... ... ••• ••• ...

25 15 15 3 5

a a a a a

36 30 25 15 10

% % % % %

Hasta hace p o c o tiempo la transformación de esa austenita residual se verificaba siempre en el revenido, consiguiéndose además con este tratamiento un aumento de dureza ( f i g . 207). En los aceros de alta aleación se verifica esta transformación al ser calentado el acero templado, a temperaturas variables de 400° a 650° o al ser luego enfriado al aire. Con el tratamiento subcero se consigue también transformar la austenita residual en martensita, y desde hace algunos años se viene utilizando este proceso para los aceros rápidos, indeformables, de cementación, etc. A continuación estudiaremos con ayuda de la curva de la « S » de un acero rápido 18-4-1, las características principales de este tratamiento. Observando la figura 254, se comprende que en el acero 18-4-1,la transformación de la austenita rio es completa depués del temple

270

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

L O S ACEROS I

en aceite o aire, cuando el medio de enfriamiento se halla a la temperatura ambiente. En cambio, si el enfriamiento sfe continuara hasta una temperatura - muy baja, la transformación de la austenitá progresa y es más completa a medida que desciende la temperatura del medio de enfriamiento. En la figura 254 se ve que a la temperatura ambiente, se ha transformado sólo el 80 % de la austenita, quedando m

c

Figura 254 Curva de la «Si> de un acero rápido d e : C=0,75 % ; Va = 1,00 %.

W = 18 % ¡ ( > = 4 , 0 0

V;

por lo tanto todavía un 20 % sin transformar. Al disminuir la temperatura hasta 100° bajo cero., se consigue transformar un 92 % , quedando un 8 % de austenita residual. Enfriando Jos aceros a temperaturas más bajas que la del ambiente, se ve que en general se consigue la transformación de ciertas cantidades de austenita que no se transforman en los temples ordinarios. Si en el temple del acero se interrumpe el enfriamiento, durante un cierto tiempo a la temperatura ambiente, ta austenita retenida

\

CAP.

X.

TRATAMIENTOS

ISOTÉRMICOS

271

que queda, se-vuelve extraordinariamente refractaria a ser transformada en un posterior enfriamiento por debajo de cero grados. Así por ejemplo, si se mantiene el acero un cierto tiempo a la temperatura ambiente, y luego se continúa el enfriamiento, la cantidad de austenita que al final queda sin transformar-es mayor que si el enfriamiento hasta la temperatura subcero hubiera sido continuo. Ensayando un acero de 1. % de carbono,, se puede ver, según se señala en la figura 255, que én el enfriamiento'continuo se puede- llegar a conseguir en la estructura un 98so- % de martensita. En MarlensiVa X

Temperatura

°C

Figura 255 Efecto, en el proceso de transformación de la austenita la permanencia a la temperatura ambiente, de un acero plado. Las probetas fueron calentadas a 790° y enfriadas tenidas . a esa temperatura durante 1, 10 y 50 horas a temperaturas subcero,

en martensita, de de 1 % de C temhasta 20", y man'y luego enfriadas

cambio, si en el proceso de- enfriamiento, se estabiliza momentáneamente la temperatura del acero a 20° no se alcanza ese grado de transformación, A la temperatura ambiente la austenita se tranforma lentamente, aumentando" el porcentaje de martensita desde 88 % a.89 ; % al" cabo de una hora, a 90,5 % a las diez horas y 91 % a las cincuenta horas¿ Si se continúa luego el enfriamiento después de ese estacionamiento, hay un cierto intervalo en el qüe no hay modificaciones ele estructura, iniciándose nuevamente la transformación de la austenita en la zona de 40° a 80° bajo-cero y consiguiéndose al fin a 160° bajo

TRATAMIENTOS

272

TÉRMICOS

DE

LOS ACEROS I

cero, para estacionamientos del acero a 20° de 1, 10 y 50 horas, 92, 92,5 y 93 % de martensita en lugar de 98,5 % que se consigue en el enfriamiento continuo. La experiencia ha demostrado que con las herramientas se consiguen los mejores resultados, dando a los aceros, después de los lemples subcero, una serie de revenidos a 160" ó 200° combinados con enfriamientos por debajo de 0°. En la fabricación de calibres de precisión, se viene empleando el tratamiento subcero con gran éxito, pues con él.se consigue elimi-

Figura 256 (b)

Figura 256 (a)

x 100

X 100

Templado

a

Transformación

La misma superficie de la figura 256 después de un tratamiento subcero a —75°.

1.225° con enfriamiento en agua. por tratamiento subcero C = 1,00 % ; Cr = 5 , 0 0 % ;

de

la austenita Mo=1.00%;

retenida en un acero de : Mn = 0,S0 %. (R. H. Havs.)

nar casi por completo la austenita residual y se evita, que con el transcurso del tiempo se modifiquen las medidas del calibre debido n la lenta transformación de la austenita residual que queda en la estructura si se efectúa el temple en agua o aceite. Otra aplicación en la que el tratamiento subcero tiene gran interés, es el de piezas cementadas, en las que con frecuencia después del temple aparecen importantes cantidades de austenita residual. Dado el carácter particular de este tratamiento, en el cual, el revenido final no se puede hacer a temperatura superior a unos 200° porque la dureza disminuiría-demasiado, el tratamiento subcero es de gran interés, pues es el único medio para transformar esa austenita residual por cuya causa no se alcanza la máxima dureza. Los revenidos v temperaturas de 450° a 600°, que sé emplean en los aceros rápidos

CAP.

X.

TRATAMIENTOS

ISOTÉRMICOS

DE TÒS -ACEROS

273

e indeformables, para transformar la austénita residual, aquí no se pueden usar por las circunstancias antes señaladas. A continuación damos en la tabla X X V I los resultados de unos ensayos efectuados con un acero cromo-níquel-molibdeno de la siguiente composición : C=0,16 % ;

Cr.= l , 2 7 % ;

TABEA

Ni = 4,27 % ;

Mo = 0 , 3 7 % .

XXVI

Dureza Vi eli e rs

TRATAMIENTO

Templado a 770° en aceite Templado a 770° en aceite y —-79°

"762-792 . mantenido

luego

una hora a - 870-907

Templado a 770° en aceite y revenido a 180» Templado a 770° en aceite' y —75° y revenido a 180°

mantenido

luego

665-698 una hora a

Templado a 770P en aceite y revenido a 180° y mantenido luego una hora a —75 p

726-766

.

700-80-3

Durezas superficiales que se obtienen dando diversos tratamientos a un acero cromo níquel ' molibdeno cementado. '

Hornos de campana

móvil, para el recocido de aceros, con atmósfera controlada. 18

TRATAMIENTOS

274

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

En la figura 257 se señalan los ciclos más utilizados en la industria para el tratamiento subceró. El ciclo 1, que es el más simple, es el que se. emplea generalmente para todos los aceros de cementación de alta aleación. También se utiliza para otros aceros aleados cuando conviene que el tratamiento sea rápido. Se recomiendan los ciclos 2 y 3 cuando interesa disminuir el peligro de grietas, especialmente cuando las piezas tienen aristas y formas Temperaturas —r—

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1 w Ü HH L J

T i e m p o en h o r a s

257

Representación esquemática de tres procesos de tratamiento con enfriamiento

subcer.o.

complicadas. El ciclo 3 es muy recomendable para calibres y galg a s , - p o r q u e - c o n él-se consigue el mayor grado de estabilidad ele los constituyentes. Siempre el último tratamiento del ciclo es el revenido final, que se hace a temperaturas variables de 100° a 450°. En los aceros de alta aleación conviene efectuar dos o más enfriamientos subcero, porque la austenita de esos aceros es muy refractaria a transformarse, y de esa forma se consigue una transformación más completa. U n o de los procedimientos más utilizados para obtener bajas temperaturas consiste en emplear una mezcla de anhídrido carb ó n i c o sólido y acetona. P o r este medio se llegan a alcanzar temperaturas de 75° b a j o cero.

CAPITULO

XI

D I V E R S O S T R A T A M I E N T O S DE A B L A N D A M I E N T O D E L R E C O C I D O DE R E G E N E R A C I O N 100.

DIFERENTES

Recocido globular

Las mejores condiciones de maquinabilidad y la menor dureza de los aceros al carbono de herramientas (0,60 a 1,40 % de C) y de otros aceros aleados de elevado contenido en carbono, c o m o los aceros al cromo para cojinetes de bolas, aceros para limas, etc., se consiguen cuando las estructuras de los aceros son globulares

Figura 258

Figura 259

x 1.000

X1.000

Cementita globular sobre un fondo de ferrita en un acero de 1,20 % de carbono. ¡Vilella.)

Estructura mixta de "cementita globular y periita laminar en proceso de disociación.

y están constituidas por pequeñas partículas esferoidales de cementita y de carburos, embebidas en una masa de ferrita (fig. 258). Esas estructuras se pueden obtener por recocidos subcríticos o por recocidos a temperaturas ligeramente superiores d punto A c x o AC 321 , y también por recocidos a temperaturas variables y oscilantes por encima y por debajo de esos mismos puntos. En ge-

TRATAMIENTOS

276

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

neral se suelen recomendar los recocidos subcríticos para los aceIOS al carbono, y los recocidos a temperaturas ligeramente superiores a la crítica, para los aceros de alta aleación. Cuando el recocido se hace a temperaturas inferiores a la crítica, la cementita tiende a tomar una estructura globular, tanto más marcada, cuanto más próxima sea la temperatura de recocido a la crítica. En estos procesos, la coalescencia de la cementita es tanto más rápida cuanto más fina es la estructura inicial, pudiendo efec740°

790°

830°

875"

Figura 260 Influencia de la temperatura, en el grado de disolución de la cementita, en un acero de 1,25 % de C. (Fig. 24.) I.a masa negra es austenita y los glóbulos blancos son de cementita.

tuarse el tratamiento en mucho menos tiempo cuando se parte de estructuras troostíticas o sorbíticas, que cuando la estructura del acero es laminar. Cuando, el. recocido de los aceros bipereutectoides. se efectúa a temperaturas más elevadas que la crítica, al estar el acero a temperaturas ligeramente superiores al punto Ac 3 2 1 , está constituido por austenita y núcleos aislados de cementita (fig. 260). Si se eleva la temperatura, disminuyen el número de núcleos de cementita, que llegan a desaparecer totalmente cuando se sobrepasa el punto Ac cm , a partir del cual las estructuras de los aceros son totalmente austeníticas y homogéneas, por haberse disuelto toda la cementita que existía- a más bajas temperaturas. La. experiencia demuestra que cuando se desea obtener estructuras globulares no se'deben efectuar los recocidos a temperaturas muy superiores al punto A c , , porque entonces los aceros, especial-

CAP.

XI.—-DIVERSOS

TRATAMIENTOS

DE

ABLANDAMIENTO

277

mente los de menos de 0,90 % de carbono, tienen gran, tendencia a formar estructuras laminares en el enfriamiento (fig. 261). Si. el calentamiento se efectúa en cambio a temperaturas superiores sólo en 15'° a 50° al punto A c i ; se obtiene después del enfriamiento lento, estructuras globulares. A temperaturas intermedias entre las citadas se obtienen estructuras mixtas de perlita laminar y cernen-tita globular (figs. 259 y 261). Cuando la temperatura de recocido es só-lb ligeramente superior al punto Ac x ," los pequeños glóbulos de cementita, actúan en el enfriamiento como centros de cristalización y

'«rMa lo.rn.vnor YA

Meicla de ^ Perlita ¿ Lamiaar \XZ~ CemenAita X olobalar « M W

'.;•'.'- vf1'-.': • .' •' Cementila globular;':.:.: '/¿/a 1,50

1.0

Carbono % Figura 261 Influencia de la temperatura de calentamiento, en las estructuras que se obtienen en los recocidos de diversos aceros al carbono.

al iniciarse la transformación, toda la cementita que tiene la austenita, tiende a coagularse a su alrededor, formando glóbulos como los que aparecen en las figuras 258 y 266. En cambio, cuando el recocido se hace a temperaturas superiores a Ac cm y en el enfriamiento se parte del estado totalmente austenítico, la estructura que nace en el enfriamiento lento, tiende siempre a tomar la forma laminar (figs. 261 y 265). Se ha comprobado también, que la esferoidización de la cementita se efectúa más fácilmente en los aceros hipereutectoides que en los eutectoides, debido a que jas partículas, de cementita libre que existen en estos aceros cuando se calientan a temperaturas de 730°

278

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

a -780°, constituyen centros de globulización. Sin embargo, también se puede conseguir estructuras completamente globulares en los aceros eutectoides cuidando -que las temperaturas de calentamiento sean muy próximas a Ac x (fig. 261). En el enfriamiento hay que conseguir que la austenita se transforme a la temperatura más eie.vada posible, debiendo evitarse que la transformación ocurra a temperaturas inferiores en más de 50° a la crítica A L o A 3 2 1 . Para conseguirlo en los enfriamientos continuos, deben emplearse velocidades de enfriamiento de 10° a 25°/hora

Figura 262 Instalación de recocido en blanco (sin oxidación) de fleje de acero.

y luego, cuando ha.terminado de efectuarse la transformación dé la austenita se puede ya enfriar el acero al aire. También se pueden obtener estructuras esferoidales en los aceros^ efectuando la transformación de la austenita isotérmicamente. En estos casos, después de calentar el acero a temperaturas ligeramente, superiores al punto Ac 3 2 1 , se inicia el enfriamiento pasando el acero a otro horno que esté a una temperatura de 10° a 50° por debajo A j o A 3 ,J, y se mantiene a esa temperatura el tiempo necesario para que se efectúe la transformación isotérmicamente y luego se enfría el acero al aire. Como el' tiempo que se necesita para la completa transforma-

CAP.

XI.—-DIVERSOS

TRATAMIENTOS

DE

ABLANDAMIENTO

279

ción isotérmica de la austenita en la zona inferior, muy próxima a la crítica A L o A 3 2 1 , suele ser muy largo, se recomienda efectuar sólo una parte de la transformación en esa zona de temperaturas, donde los constituyentes obtenidos son muy blandos y luego acelerar el fin de la transformación efectuándolo a temperatura un poco más baja, con lo que se gana mucho tiempo. De esta forma, aunque no se obtiene la menor dureza, el recocido es muy rápido y las durezas son aceptables. Cuando la diferencia de temperatura fntre la máxima que se alcanza en el tratamiento y la que se emplea para la transformación isotérmica de la austenita no es grande, se puede hacer todo el tratamiento en el mismo horno. Su duración será mayor que en el caso de emplearse dos hornos, porque en un horno se necesitará más tiempo en conseguir que el acero descienda desde la temperatura de recocido hasta la de transformación que utilizando dos. Cuando ha de efectuarse el recocido globular de un acero que iñicialmente tiene estructura perlítica, conviene mantener el material, en el proceso de calentámiento, durante un cierto tiempo a una temperatura de unos 10" a 30° por debajo de A c , , para destruir la estructura laminar, y luego a continuación efectuar el. recocido glogular en la forma señalada anteriormente. Así la globulización es más perfecta y se efectúa en menos tiempo. La menor dureza de los aceros al carbono de herramientas, se obtiene con las estructuras esferoidales perfectas, como la de la figura 268. Cuando la estructura está formada, en cambio, por algunos glóbulos de. cementita esferoidal, acompañada por restos.de perlita laminar todavía sin disociar en forma de láminas, bastoncillos o glóbulos alineados, es señal de que el ciclo de recocido no ha sido perfecto y la dureza es más elevada que en el caso anterior (fig. 259). Para hacer bien las observaciones de estas estructuras, deben emplearse siempre 500 o más aumentos. Los diámetros de los glóbulos que se consideran normales en los recocidos esferoidales de los aceros al carbono o de baja aleación, varían ele 0,001 a 0,004 mm., considerándose como pequeños los glóbulos cuyo diámetro es inferior a 0,001, y grándes los que son mayores de 0,004 mm. CARACTERÍSTICAS

DEL

ACERO

CON

ESTRUCTURA

ESFEROIDAL

DES-

recocido globular es interesante en los aceros de herramientas, no sólo por conseguirse de esta forma la menor dureza y quedar el material en las mejores condiciones de maquinabilidad, sino también porque los aceros de estructura globular quedan después del temple y revenido con muy buena

PUÉS DEL TEMPLE Y R E V E N I D O . — E l

280

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS

tenacidad. Además las deformaciones que se producen en el temple de los aceros que tienen la estructura globular son muy inferiores a las que aparecen al templar aceros con otras estructuras. Los gráficos de las figuras 263 y 264, resumen los trabajos efectuados, por Axel Lundgren en el Instituto Nacional de Ensayos de Estocolmo. En ellos se ve claramente la influencia tan notable que ejerce la temperatura de recocido en la tenacidad del acero después del temple y revenido. Las temperaturas ligeramente superiores al punto-Acj son las más favorables, disminuyendo consi-

T e m p e r a t u r a s de r e v e n i d o

Figura'263

Figura 264

Acero de 1,30 % de C templado a 760° con enfriamiento- en agua.

Acero de 1 % de C templado a 760" con enfriamiento en agua.

Influencia de la temperatura de recocido sobre las características que se obtienen después del temple y revenido.

derablemente la resiliencia cuando el recocido se hace a temperaturas superiores a 800". Examinando la microestructura de estos aceros después de los diferentes tratamientos, se comprende que existan esas diferencias. C o m o al efectuarse el temple de los aceros de herramitntas de más de 0,90 % de carbono a 760°-780°, la cementita proeutectoide no llega a disolverse por c o m p l e t o e n la austenita, después del temple, aparece parte de la cementita con el mismo aspecto reticular o globular que tenían los aceros recocidos. En la figura 265, se ve la microestructura laminar de un acero de 1 % de carbono recocido, con la cementita, contorneando los cristales de per-lita",'y en la figura 266 la de otro de 1,30 % de car-

I

CAP.

XI.—-DIVERSOS

TRATAMIENTOS

DE

ABLANDAMIENTO

281

bono después de haber sufrido un recocido de tipo esferoidal. Las figuras 267 y 268 corresponden a esos mismos aceros después del

Figura 265

Figura 266

X500

X500

Cristal de perlita contorneado por una retícula blanca de 'eementita en un acero de 1 % de C, recocido a 850", con una velocidad de enfriamiento de 10" hora.

Glóbulos cf' eementita en un acero de 1,30 % .de carbono, recocido a 760% con una velocidad de enfriamiento Je 10' hora

Figura 267

Figura 268

X500

X 500

Cristales, .de mar-tensita contorneados por ceiWerititá 'en el mismo acero de la ' igtira 265, recocido cómo allí se indica y luego templado a 760" en agua.

Glóbulos de eementita v fondo oscuro de martensita, en el mismo acero de ia figura 266, recocido como .allí' se indica v luego templado a 760° en agua.

.temple. Se ve en la figura 267 que la eementita conserva la estructura reticular, y en la figura 268 la estructura esferoidal, compren-

TRATAMIENTOS

282

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

diéndose también que esta última es más homogénea, más regular V dará mayor compacidad al acero que la reticular. L o s resultados obtenidos en los ensayos mecánicos, concuerdan con las consecuencias que se desprenden del examen microscópico, confirmando que después del temple, los aceros recocidos a altas temperaturas que presentan estructuras reticulares son p o c o tenaces, v en cambio los aceros recocidos a temperaturas próximas a ia crítica con estructuras globulares muy finas, poseen más tenacidad. 101.

Recocido subcrítico de ablandamiento

Después de la forja o laminación, algunos aceros quedan con durezas tan elevadas, que suele ser muy difícil o casi imposible su Dureza Brinell 550

Dureza Brinell 350

400 En brulo de 650' 700" 750" 800" BS0" laminación

Temperaturas

10» En brulo de laminación

(0

40 SO Horas

Figura 269

Figura 270

Influencia de la temperatura de) recocido de ablandamiento, en la dureza de diversos aceros al carbono. Los aceros je mantuvieron cinco lloras a temperatura y luego se enfriaron al aire.

Influencia de la duración del recocido cíe ablandamiento, en la dureza de diversos aceros. Los aceros se calentaron a 715° y luego se enfriaron al aire.

mecanización. Para ablandarlos, basta en muchos casos con calentarlos a temperaturas subcríticas y luego enfriarlos al aire. JE1 revenido, que es un tratamiento bastante parecido al recocido ele ablandamiento, se diferencian sin embargo de éste, en que se da siempre a los aceros que han sido previamente templados. El recocido de ablandamiento se da en cambio a los aceros en bruto de forja o laminación, cuyas estructuras son, c o m o es natural, muy variables e

CAP.

XI.—-DIVERSOS

TRATAMIENTOS

DE

ABLANDAMIENTO

283

irregulares y dependen de muchos factores: composición, espesor, temperaturas iniciales y finales del proceso, etc. Este recocido tiene la ventaja de ser un tratamiento muy sencillo, rápido y económico. N o exige como los recocidos de regeneración y los globulares una vigilancia cuidadosa en el enfriamiento. Para obtener el máximo ablandamiento, conviene utilizar la máxima temperatura siempre que sea inferior a la crítica Ac a o ACg 21 . La influencia que la temperatura de recocido ejerce en la duréza de los aceros al carbono, se puede ver en la figura 269, que resume unos ensayos que realizamos con redondos de 15 mm. de diámetro, observándose que las temperaturas de 700° a 720° son las más recomendables. L a influencia d e l tiempo de permanencia a la tempe- Cmroici Brintlt ratura de recocido, se ve en la fi\ o A J© gura 270. En ésta se observa, que el ablandamiento es muy rápido en ©A las primeras horas y que a partir de 24, la disminución de la dureza es va muy pequeña. Estos recocidos son muy recomendables para el ablandamiento de los aceros aleados de gran resistencia, cromo-níqueles, cromo-níquel-molibdeno, cromo molibdeno, etcétera, en los que los recocidosde regeneración exigen mucho tiempo. C o m o sus velocidades críticas de temple son pequeñas, es necesario efectuar los enfriamientos muy lentamente, a velocidades inferiores a aquéllas, debiendo ser por lo tanto, los ciclos de recocido de gran duración si se quiere conseguir poca dureza.

Figura 271 Influencia de la temperatura de recocido de ablandamiento (enfriamiento al aire) en la dureza que se consigue en tres aceros de Ja siguiente composición : Núni. 1 : C=0,31 % ; C r = l , 2 N i = 5 %. Nú ni. 2 : C=0,33 % ; Cr=0,55 Ni=2,o % ; Mo=0,50 Núm. 3 : 0 = 0 , 3 3 % ; Cr=0,75 Ni'=3 %.

% % %. %

En la figura 271, se pueden observar las durezas que se obtienen modificando la temperatura de recocido en dos aceros cromo-níqueles v ung cromo-níquel molibdeno de gran resistencia, que permanecieron dos horas a la temperatura de recocido y luego fueron enfriados al aire.

284

102.


DE L O S A C E R O S I

Recocido de los aceros estirados en frío de bajo contenido en carbono

Un tratamiento muy empleado en las industrias.de trefilería, fleje, tubo sin soldadura, etc., es el recocido de los aceros que han .sufrido trabajos en frío. Este tratamiento se utiliza para.mejorar la ductilidad del acero y poder someter el material a nuevos estirados o laminados en frío, o para dejar el acero con una ductilidad v

Figura 272 Conjuntó de hornos de recocido de campana móvil para el recocido de fleje.

una maleabilidad mayor que la que tiene después del estirado o laminado en f r í o . L o s aceros de menos de 0,30 % de carbono después de ser estirados en frío, están constituidos por numerosas partículas alargadas de ferrita y algunas pocas de perlita ; para ablandar el acero y mejorar su ductilidad de una manera sensible, suele ser suficiente calentar el acero a temperaturas d e 600° a 700°, y enfriar luego al aire o dentro de los potes, cuando se quiere evitar su oxidación. En este tratamiento, cuando el acero alcanza los 525° a 575°, se provoca la recristalización de la ferrita, que por efecto del trabajo en frío se había alargado. P o r medio de este recocido los cristales recobran la forma normal poliédrica, y así el metal que antes era agrio, se vuelve maleable (figs. 273, 274 y 275).

CAP.

XI.—-DIVERSOS

TRATAMIENTOS

DE

ABLANDAMIENTO

285

Si el calentamiento se hace a temperaturas más. elevadas, 850° a 950° aumenta el tamaño de los cristales (fig. 276). Es interesante destacar que las partículas alargadas de perlita siguen conservando después de estos recocidos subcríticos, la forma alargada, y son sólo los cristales de ferrita los que se modifican por este tratamiento. wpíÍ0f

Figura 274

Figura 273 En

estado

Recocido a 500°.

de acritud.

•-

A.

'y " ^ V Y

Figura 275

Figura 276

Recocido a 600°.

Recocido a 850°.

H

Efecto de la temperatura de recocido, en la microestructura de un acero de 0,06 % de carbono estirado en frío.

M O D I F I C A C I Ó N DE C A R A C T E R Í S T I C A S . — A l calentar los aceros de bajo contenido en carbono estirados en frío, a temperaturas crecientes se modifican sus características mecánicas. H a y un aumento de dureza y resistencia y disminución de alargamiento, residencia v de pliegues alternados hasta alcanzar 250°-300°. A partir de esa temperatura, la resistencia y dureza disminuyen y la residencia, alargamiento y pliegues alternados aumentan progresivamente hasta 500". Desde 500° a 625°, esas variaciones son mucho más rápidas; estabilizándose sensiblemente todas las características hacia 709?.

•TRATAMIENTOS . T É R M I C O S

286

D.E

LOS

ACEROS

Desde la temperatura ambiente hasta los 450° ó 500°, el límite de proporcionalidad aumenta, notablemente (fig. 277). ENVEJECIMIENTO O M A D U R A C I Ó N . — R e c i b e n el nombre de envejecimiento o maduración, el cambio de propiedades que experimentan los aceros estirados en frío por permanencia prolongada a la temperatura ambiente o por calentamiento a temperaturas vaResiliencia Alargamiento Limite de prop.

fUsistíncia 1 slancia <

60

/

./

50

¿0

30

\|VL

.-

30

_

- — ~ ~ 20

(0

20

-

Límite de proporc' o n a l i d a d

-

Resiliencia

•

Alargamiento

(00

•

N

y •

200°

Influencia

de la %

de

—

"

500"

400"

Figura

277

temperatura

las características 0,09

•

k

600° 700° Temperatura °C

de r e c o c i d o ,

en

de

un

acero

de

estirado

tn

frío.

mecánicas

carbono

500°

nables desde- 100° a 350°. Hay ciertas temperaturas y estados de acritud a los que corresponde unos máximos o mínimos muy notables de resistencia, límite de proporcionalidad,, resiliencia, etc. Como es muy interesante conocer cómo y cuándo sucede esto, a continuación estudiaremos con detalle estos fenómenos. Estas variaciones de características que son relativamente pequeñas cuando el envejecimiento ocurre a la temperatura ambiente, son más importantes cuando se producen por calentamiento ciel acero, denominándose a los primeros, envejecimientos espontáneos y a los últimos, envejecimientos artificiales. Alimento de dureza.—El aumento de dureza que experimentan los aceros estirados en frío, es más acusado cuando el envejecimiento es artificial que cuando es espontáneo. La influencia de la temperatura, en el envejecimiento artificial, • se puede ver en la figura 278, en la que sé observa que la resistencia de un acero extra-dulce estirado, aumenta desde 32 K g / m m . 2 a 42 K g / m m . 2

CAP.

XI.—-DIVERSOS

TRATAMIENTOS

DE

ABLANDAMIENTO

287

por envejecimiento a 200°-250°. En el envejecimiento espontáneo esta variación es en cambio muy poco sensible (fig. 279). Modificación de la curva del ensayo de tracción y desaparición del límite' aparente de elasticidad.—La curva característica del ensayo de un acero estirado en frío (fig. 279, curva a),.que no Resistencia /Ce. mi SO

¿o 30

y

i

20 /

7S'

10

too'

150° w

2S0° 'ioo'

0 Figura 278 Influencia de Ja temperatura, de envejecimiento artificial, sobre la resistencia de un acero al carbono extra-dulce • ' en e'stado de acritud.

señala la situación del límite aparente de elasticidad, se modifica por envejecimiento del acero. Si el material trabajado en frío se deja abandonado a la temperatura ambiente y se ensaya a los seis meses del estirado, se obtiene la curva b, al cabo de un año Kisiiitnc/a Kq. rnm3 7 40 SO

2o 10

o

a

7 7 7

A 4 A

\

K

f5

fe ero , e¡ara tíu/ce }ño « i Id.1m. 6m.Un.% /¡I a r q a m unios Figura 279

Influencia de la permanencia al aire ambienté (envejecimiento espontáneo) sobre la' aparición del limite de elasticidad de un acero estirado en frío.

se obtiene la curva c, y a los dos años y un tercio, la curva d. En estas curvas c y d aparece nuevamente el punto de inflexión característico de los aceros recocidos (fig. 280, curva o), que no se presenta en el "ensayo efectuado con aceros que acaban de ser estirados (fig. 280, curvas 1, 2 y 3 % ) .

TRATAMIENTOS

288

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

Pérdida d-e tenacidad.—El estirado en frío da siempre lugar a una disminución de la residencia, que es poco importante cuando la reducción de la sección es pequeña y cuando el envejecimiento es espontáneo. Pero si la reducción de. sección en el Resistencia Ka. mnt^ trabajo en frío es del 10 al ¿,0 i 12 % y el material es ca¡0 v—1 lentado a 200°-300° (envejeY f 7 20 cimiento artificial), los va10 lores de la resiliencia dismi•ib abe. r ir fO m /i ? 1 as 0 nuyen considerablemente. f° 0 Esta pérdida de resiliensj_ Alargamiento ín 2" cia por envejecimiento, es Figura .280 típica y muy marcada soModificación del gráfico del ensayo de tracbre todo" en los aceros con ción del acero extra-dulce por efecto del esmenos de 0,16 <% de C. tirado en frío. El efecto que el calentamiento a diversas temperaturas ejerce sobre la residencia de un acero de 0,14 % de C estirado en frío, se puede ver en la tabla X X V I I , apreciándose que a 250" aparece la máxima fragilidad. La influencia de la reducción de sección en un acero estirado y calentado a 250°, se puede ver en la tabla X X V I I I , la que los valores más bajos son los correspondientes a un 15 % de reducción de sección.

TABLA

XXVII

Te mperatiura de envejecimiento

'20°

100°

200°

250°

300°

Resiliencia I z o d . .

71

43

42

in

17

350°

90 •

Influencia de la temperatura de envejecimiento, en la resiliencia de-un acero de 0,14 % de carbono que ha sufrido por estirado una reducción de sección de un 10 %.

TABLA Porcentaje de reducción .

Resiliencia Izod. .

0

85

XXVITI

5 7o

io 7o

15 7o

20%

62

10

8

9,8

Influencia del grado de acritud, en la pérdida de resiliencia de un acero de 0,14 % de carbono, estirado en frío y calentado a 250".

CAP.

XI.—-DIVERSOS

TRATAMIENTOS

DE

ABLANDAMIENTO

289

Esta pérdida de tenacidad se presenta también algunas veces por envejecimiento espontáneo. En algunos trabajos de embutición profunda con chapas y flejes, se ha comprobado que conviene efectuar los trabajos inmediatamente después del laminado en frío, si se quiere obtener los mejores resultados. Cuando-las embuticiones se hacen mucho tiempo después del laminado en frío, las. operaciones se realizan con mucha mayor dificultad. Mejoramiento de maquinabilidad.—Las barras de acero al ser calibradas o estiradas en frío sufren modificaciones importantes. Aumenta su resistencia y mejora su maquinabilidad porque con el estirado se reduce la plasticidad de la ferrita. El envejecimiento o maduración también facilita el mecanizado de los aceros. En los talleres donde se mecanizan en tornos automáticos, barras de acero calibrado, es muy conocido el fenómeno de mejora de la maquinabilidad que se presenta con el transcurso del tiempo. Los operarios saben que se mecaniza mucho mejor un acero calibrado hace varios meses, que el que se acaba de calibrar. También se puede obtener rápidamente esta mejora por calentamiento a baja temperatura, o sea dando al acero estirado un envejecimiento artificial. Esas modificaciones parece que son debidas a ciertas variaciones del poder de disolución de la ferrita. Se cree que con el trabajo en frío se reduce la aptitud que tiene la ferrita para retener en solución sólida ciertos elementos como e' carbono, nitrógeno, oxígeno y fósforo. Si la ferrita después de laminada_ en caliente, se encuentra saturada de uno o más de esos elementos, al modificarse su solubilidad por el estirado en frío, se origina una sobresaturación de esos elementos. Los cambios que se producen por envejecimiento de los aceros estirados en frío, son debidos a la gradual precipitación en forma de partículas submicroscópicas de aquellos elementos que estaban sobresaturados en la ferrita. ACEROS E S T A B I L I Z A D O S . — P a r a ciertos empleos en los que interesa evitar los efectos perniciosos del envejecimiento espontáneo, como en los trabajos de embutición profunda de chapas v flejes citados anteriormente, se emplean aceros que han sido desoxidados intensamente con aluminio, vanadio o titano, v que no sufren los efectos del envejecimiento. En las figuras 281 y 282 se pueden ver el comportamiento de estos aceros después de sufrir procesos idénticos a los señalados •:n las figuras 278 y 279. Estos materiales aun después de haber ni


290

DE

LOS

ACEROS I

pasado mucho tiempo después del estirado en frío, o después de sufrir el envejecimiento artificial, conservan una curva de tracción bastante parecida a la original. L o s aceros estabilizados, que son prácticamente insensibles a los fenómenos de envejecimiento tampoco presentan la clásica fraResislencia. Kq mm? 4o

30 20

ATetro

to 0

\m, 3m. /o.

1 /f/aroar,utn /aS

Figura 281 %

Los

aceros estabilizados no acusan la influencia del envejecimiento espontáneo.

gilidad al azul, que aparece en los aceros ordinarios hacia los 250°. En la figura 283, se ve c ó m o al ensayar en caliente un acero extradulce, decrece primero ligeramente la resistencia y luego aumenta progresivamente hasta los 250", que es la zona donde se presenta la baja ductilidad. En cambio, en el acero estabilizado va descenResistenda Kq. rnm? 40 X

¡V fí

aIcen 7 / 7S• roo' tso* m° Uso' (300°estabilizado

Figura 282 Influencia

del

envejecimiento artificial estabilizados.

en

los

aceros

diendo progresivamente la resistencia, a medida que se eleva la temperatura de ensayo y no se presenta la pérdida de ductilidad. El ensayo de tracción en caliente en la zona de fragilidad, es precisamente uno de los métodos más utilizados, para distinguir los aceros que sufren los efectos del envejecimiento de los que nó los sufren.

CAI».

XI —DIVERSOS

TRATAMIENTOS'

DE

ABLANDAMIENTO

•291

D o s composiciones típicas, de aceros estabilizados, muy utilizados para ira la fabricación de chapas, flejes, etc., son las siguientes : c

s

Mu

Pli

%

0,03 °/0

0 , 0 0 5 o/ 0

0,020

0 , 0 4 o/ 0

0,45 »/„

0,010

0,015 %

0,05

0°

tOO°

«/o

Si

% 0,075

103.

Al

0 , 0 6 5 o/ 0

0 , 0 4 0 o/ 0

0,060 o/0

0 , 0 4 0 o/ 0

Z00° 300° 400"

Figura 2S3 Influencia

%

Ti

Figura

de la temperatura de ensayo.

Crecimiento

del

dulces estirados

grano en

284

Influencia del grado de acritud del acero extradulce y de ¡a temperatura de recocido sobre el crecimiento del grano.

en

el

recocido

de

ios

aceros

extra-

frío.

Al recocer los aceros de menos de 0,20 % de carbono estirados en frío a temperaturas comprendidas entre 700° v 800°, se presenta un f e n ó m e n o muy curioso de crecimiento de grano cuando la reducción de sección oscila entre 6 y 20 % . Para evitar ese crecimiento de grano anormal, no deben recocerse a temperaturas comprendidas entre 700° y 800° los aceros extra-dulces que han sufrido esas reducciones de sección. La influencia de la temperatura y el grado de acritud sobre el crecimiento del grano, se observa perfectamente en la figura 284, en la que se ve que con una reducción de sección de 8 % y recocidos a 750°, se presenta un extraordinario crecimiento del grano. También se ve en esa figura, que el crecimiento del grano es en cambio muy pequeño, cuando se utilizan temperaturas próximas c inferiores a 650°.


DF. I.OS

ACEROS

Es muy fácil comprobar la aparición de ese fenómeno, haciendo una impresión Brinell sobre varios trozos de acero de 0,10 %

Figura- 285 Acero de 0,10 % de carbono ensayado con la bola Brinell v calentado a 750°. Aumento del tamaño de grano de los cristales en ias zonas j e acritud crítica por efecto del recocido.

Figura 286 El mismo acero de la figura 285 en la zona de mayor contraste en el tamaño Je los cristales. -

de carbono, que después son recocidos a temperaturas variables, desde 650° a 800°. Corlando luego los trozos de acero justo por el

CAI».

XI — D I V E R S O S

TRATAMIENTOS'

DE

ABLANDAMIENTO

•293

centro de la huella, puliéndolos y atacándolos con Nitai-3, al observarlos al microscopio se ven fenómenos muy interesantes. Bajo el efecto de la presión de la bola, el material sufre una deformación en frío, cuya intensidad varía desde la superficie que lia estado en o con la bola donde 'ha sido máxima, hasta ias zonas del material muy alejadas de la huella donde la deformación es nula. En el acero recocido a 750° y en los recocidos a temperaturas j róximas, se observa en las zonas cercanas a la superficie que estuvo en o con la bola, una corona de cristales, mucho más grandes que el resto. En la muestra recocida a 750° y en la zona en que las deformaciones fueron precisamente ele 8 a 20 % , se observan los cristales de mayor tamaño (fig. 286). 1 0 4 . R e c o c i d o d e ¡os a c e r o s e s í - i r a d o s e n f r í o d e m á s d e O , 3 O ° / 0 d e

C.

Para eliminar la acritud que adquieren los aceros de 0,30 a ¡),50 % de carbono, en los estirados en frío, se suelen utilizar recocidos a temperaturas próximas a 710°. Si se mantiene el mate-

j,

•

t

>*"

,

I !.

Figura 287 X 100 Microestructura

de un acero ae.0,12 ' i

de C normalizado.

Figura 2SS X 100 El mismo acero de la figura 2S7, con ios cristales alargados por estirado en frío.

rial a esa temperatura un tiempo suficiente, se consiguen estructuras globulares muy fáciles de mecanizar. La globulización de los aceros estirados en frío, se efectúa más rápidamente y mejor que ¡a de los aceros recocidos o normalizados. Cuando se quiere destruir completamente la orientación de los

294


DE

LOS

ACEROS I

cristales de ferrita y perlita, debe hacerse el recocido a temperaturas superiores al punto A c 3 , es decir, se ha de dar un recocido de regeneración.

Figura 289

Figura 290

X100

X100

Microestructura de un acero de 0,34 "•>, de carbono normalizado.

El mismo ocero de !a figura 2S9, con ios cristales alargados por estirado en frío.

Figura 291

Figura 292

X100

X100

Microestructura de un acero de 0,58 % de carbono recocido.

El mismo acero de la figura 291, con los cristales alargados por estirado en frío.

Para eliminar la acritud de los aceros de más de 0,50 % de carbono y dejarlos en las mejores condiciones para darles nuevos estirados, el mejor tratamiento es «el patenting», estudiado en el Capítulo X .

CAPITULO XII C EM E

N T A C ¡ O N

105. La mayor parte de las piezas que componen las máquinas v motores, se fabrican de forma que sus propiedades mecánicas sean bastante uniformes en toda la masa. Sin embargo, en ciertos mecanismos es necesario que algunas piezas tengan superficies muy duras, resistentes al desgaste y a la penetración, y el núcleo central muy tenaz, para poder soportar los choques a que están sometidas. Los procedimientos más usados en la actualidad para conseguir estas características, gran dureza y mucha tenacidad, al parecer opuestas entre sí, son ios siguientes : la cementación, la cianuración, la carbonitruración, la nitruración, el temple local, el depósito por soldadura de delgadas capas superficiales de aceros de elevado contenido en carbono y el cromado duro. La cementación que es el más antiguo de todos esos procedimientos de endurecimiento superficial, consiste en aumentar el contenido* en carbono en la superficie cle las piezas de acero, rodeándolas con un medio carburante, y manteniendo todo el conjunto, durante un cierto tiempo a elevada'temperatura. L u e g o se templan las piezas y quedan con gran dureza superficial. Se pueden emplear cementantes sólidos, líquidas y gaseosos, oscilando la duración de la cementación de 6 a 10 horas cuando se utilizan cementantes sólidos, de l a ß horas cuando se trata de sales o cementantes líquidos y de 1 hora a varios días utilizando cementantes gaseosos. Se emplean aceros aleados y sin aleación, de bajo contenido en carbono, generalmente de 0,08 a 0,25 '% de C. y excepcionalmente algunas veces se cementan también aceros hasta de 0,40 % de C. La operación se realiza generalmente a temperaturas comprendidas entre 850° y 1000°, siendo las temperaturas próximas a 900° ias más utilizadas. En el proceso de cementación se pueden distinguir dos etapas distintas : 1. a absorción del carbono por el acero y 2.a mejoramiento de características por medio de tratamientos térmicos adecuados.

296

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

La cantidad v distribución del carbono absorbido por las piezas depende : 1.° De la composición del acero sometido a la cementación. 2.° De la naturaleza de la substancia cementante, v 3.° De la temperatura y de la duración de la cementación. Una pieza después de cementada se puede considerar compuesta por dos zonas principales de composición química diferente ; el

Figura 293 Piezas

preparadas

para

cementar

en ' cajas.

alma o núcleo central y la periferia o capa cementada, existiendo entre ellas otra tercera zona de transición de menor importancia (figura 294). Por quedar después de la cementación, la capa exterior con un alto contenido en carbono y el corazón con la composición inicial, es posible obtener luego gran dureza en la periferia y alta tenacidad en el núcleo. Pero, como sólo con la cementación, las piezas no adquieren esas propiedades, es necesario darles después unos tratamientos térmicos adecuados. Después de la cementación, la periferia a pesar de tener un elevado contenido en carbono, está tdavía relativamente blanda y el núcleo central aun siendo de muy bajo contenido en carbono, puede ser frágil por tener la estructura

CAP.

XIII.

CEMENTACIÓN

(il).

297

298


DE

LOS

ACEROS I

muy grosera, por haber permanecido el acero durante mucho tiempo a alta temperatura. C o m o la periferia y el núcleo central de las piezas cementadas son de distinta composición, necesitarán diferentes tratamientos, pero como ambas son inseparables, esos tratamientos deberán ser de tal naturaleza, que actúen favorablemente sobre las dos partes, o que si favorecen a una, sean lo menos desfavorables para la otra. En este capítulo estudiaremos también la cianuración y la carbón itruración porque, lo mismo que la cementación, en esos procesos hav un notable aumento del contenido en carbono en la peri-

Figura 295 Cajas de cementar de acero refractario al calor. 25 % de Cr y 20 % de Ni.

feria de las piezas. Sin embargo, estos tres tratamientos se diferencian porque en los dos primeros el acero absorbe además de carbono cierta cantidad de nitrógeno, que se combina formando nitruros, que contribuyen también a que se consiga gran dureza en la superficie de las piezas. 106.

Instalaciones

de

cementar

Para la cementación de piezas con carburantes sólidos se emplean hornos calentados con carbón, gas, fuel-oil y electricidad. En

CAP.

XIII.

CEMENTACIÓN (il).

299

ellos se colocan las cajas de cementar, con las piezas y las mezclas cementantes dentro, cerrando bien las juntas, con barro o arcillas refractarias. Se suelen utilizar recipientes de fundición, de acero moldeado, de chapa de. acero soldado, de acero moldeado inoxidable y de chapa embutida. Aunque el proceso de cementación se verifique de igual forma, cualquiera que sea el material de las cajas, las de acero moldeado inoxidable (resistentes al calor), son las mejores, porque no se oxidan y son de gran duración. Es conveniente que las cajas tengan patas o queden colocadas sobre apoyos para que penetre el calor por debajo y la cara inferior se pueda calentar con facilidad (figuras 295 y 297). En la cementación con H-qu'dos, las sales se disponen en crisoles de fundición o de chapa de acero embutida o soldada. Los crisoles ele aceros refractarios al calor (inoxidables); son también los de mayor duración. El calentamiento ele los crisoles puede hacerse con carbón, gas. fuel-oil o electricidad. En los hornos eléctricos de mufla debe evitarse el o de los vapores de cianuro con las resistenFigura 296 cias porque las atacan y destruHorno eléctrico de electrodos para ceyen rápidamente. mentar con sales. Para la cementación en baños de sales es muy utilizado un tinn de horno eléctrico que consta ele dos o tres electrodos, o grupos de dos electrodos que qu'dan sumergidos en el baño (pág. 150 y figutas 165, 167 y 296). C o m o las 'sales fundidas son conductoras, pasa a través de ellas la corriente eléctrica y el calor originado por el paso de esa corriente, es suficiente para el calentamiento clel baño. Se trabaja generalmente con voltajes variables de 8 a 30 voltios y la potencia del transformador suele variar de 10 a 130 lew. Como las sales sólidas no -son conductoras de la corriente eléctrica la puesta en marcha es un poco complicada. Se comienza colocando entre dos electrodos un trozo de cok de tamaño apropiado, que se presiona contra ellos con una barra de hierro auxiliar para facilitar el o. El paso de la corriente calienta el carbón, que llega a poner-

300


DE

LOS

ACEROS I

se al rojo, comenzando primero a fundirse las sales que están a su alrededor, y luego se calienta y funde el resto de la masa. Después de cada operación conviene sacar.con una cuchara casi todas las sales del crisol, porque es preferible fundir primero una pequeña cantidad de sales y hacer luego más adiciones en estado sólido, que intentar la fusión de una gran masa de sales que se han solidificado en el crisol. La temperatura se regula con gran exactitud modificando el voltaje. Es necesario disponer sobre los crisoles campanas con aspiradores para absorber los vapores que se desprenden. Para la cementación gaseosa se usan hornos fijos y móviles. Los hornos" rotativos circulares y los hornos continuos suelen ser lo's más empleados cuando se cementan piezas pequeñas. En estos hornos, la manipulación y el temple son automáticos. Í07.

Capa cementada

Se da el nombre de capa cementada a la zona que después de la cementación queda con un contenido de carbono superior a la del acero y recibe el nombre de capa dura la zona superficial que des"ítés del último tratamiento queda con una dureza superior a 5860 Rockwell-C., y que suele corresponder a la zona cuyo porcentaje de carbono es superior a 0,50-0,80 % de C. Aunque de unos casos a otros hay bastantes diferencias, se puede considerar que en la mayoría de las piezas cementadas el espesor de la capa dura varía de la cuarta parte a la mitad (0,25 a 0,5) de la profundidad de la capa cementada. Los espesores de las capas que> normalmente se emplean en las piezas de máquinas y motores, se pueden clasificar en tres grupos : 1.° Capas delgadas con menos de 0,50 mm. de espesor de cementación. Estas profundidades de cementación se utilizan para pequeñas piezas de acero al carbono, endurecidas generalmente con sales de cianuro y templadas directamente desde la temperatura de cementación. Estas piezas deben de utilizarse siempre sin rectificado posterior. 2.° Capas medias de 0,50 a 1,50 mm. Estos espesores son los más corrientes para la mayoría de las piezas que se utilizan en la fabricación de máquinas y motores. Se pueden emplear cementantes sólidos, líquidos o gaseosos, con aceros al carbono, débilmente aleados o de alta aleación. 3.° Capas de gran espesor, superiores a 1,50 mm. Son obtenidas generalmente por cementación con materias sólidas v con ce-

CAP.

XIII.

CEMENTACIÓN

(il).

301

mentantes gaseosos y algunas veces aunque más raramente con cementantes líquidos. Las chapas de blindaje, que suelen fabricarse con capas cementadas de 3 a 4 cm. son cementadas con gases. Cualquiera que sea el proceso que se emplee, conviene que el contenido en carbono de la capa cementada no pase de 1 % y debe procurarse que la parte periférica de la pieza después de rectificada, quede aproximadamente con 0,8 a 0,9 % de carbono, con lo que se obtienen en el temple durezas de 62 a 65 Rockwell-C. Siempre conviene obtener durezas superiores a 60 Rockwell-C, que es aproximadamente el límite de dureza en que la lima ya no marca al acero. Cuando el contenido en carbono de la zona periférica es supeíior a la composición eutectoide de 0,90 % de carbono, suelen aparecer redes de cementita (fig. 294) o de carburos que pueden hacer frágil a la capa cementada y con tendencia a descascarillarse. En estos casos conviene dar a las piezas después de la cementación un recocido de difusión a 80G§¡900° en una atmósfera o baño apropiado para disminuir el porcentaje de carbono de la periferia. Con este tratamiento, se uniformiza bastante el contenido en carbono y evitan posibles clesconchamicntos en las piezas cementadas.

i 08.

Cementación con materias sóüdas

Se utilizan diversas materias para suministrar el de absorber el acero durante la cementación. Las suelen ser el carbón vegetal, el negro animal, huesos lo, cok,, etc., mezclados con carbonatéis de bario,

carbono que ha más empleadas calcinados, cuecalcio y sodio,.

El carbón solo, no se emplea porque con él no se suelen conseguir concentraciones ele carbono en la periferia del acero, superiores a 0,65 % de C. Mezclándolo en cambio con carbonatos alcalinos o alcalino-terreos, se alcanza hasta 1,20 % de carbono. Durante muchos años, uno de los cementantes más utilizados fué la mezcla Carón preparada con 60 % de carbón vegetal y 40 •% de carbonato bárico. El carbón 'se tritura en trozos de 3 a 6 mm. de diámetro y luego se mezcla con el carbonato bárico en polvo. R e cientemente se ha comprobado que se puede disminuir el contenido de carbonato bárico, obteniéndose muy buenos resultados con porcentajes ele 10 a 15 % , sin que pierda efecto sensible la acción carburante de la mezcla; bajando en cambio de 8 % , el rendimiento disminuye ya notablemente. Se suele añadir también un 20 % de cok como diluyente, porqué aumenta la velocidad de penetración del calor a través del compuesto carburante, permite obtener íápi-

302

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

L O S ACEROS I

(lamente temperaturas uniformes en el interior ele las cajas y disminuye el coste de la mezcla. Como activadores también se suelen emplear el carbonato cálcico y el carbonato sódico. Es importante que el carbón .esté bien seco, porque pequeñas trazas de humedad, pueden dar lugar a descarburaciones locales y luego a puntos blandos en las piezas después del último temple. Durante mucho tiempo se creyó que la cementación de los aceros extra-dulces se verificaba, al penetrar el carbono del cementante sólido a través de la superficie del acero y difundirse luego hacia el interior. Pero se ha comprobado que la transferencia del carbono

Figura 297 Cajas de acero refractario al calor para cementar engranajes.

ai acero, se verifica siempre por meclio de los gases que se desprenden al calentarse las mezclas cementantes a alta temperatura, siendo en estos procesos el óxido de carbono el principal agente carburante. Si se coloca un trozo de acero rodeado de materias carburantes y se calienta a 925° en el vacío, de forma que no haya gases a su alrededor, el acero no absorbe carbono. Para que la cementación se verifique, ha de ponerse el carbono en o con la superficie del acero caliente en un estado adecuado para que se verifique la absorción. El éxito de la cementación, depende en gran parte de la aptitud del medio carburante para suministrar y rodear la superficie del acero con carbono, en un estado que se puede llamar activo, de tal naturaleza que su absorción por el acero se efectúe tápidamente. La experiencia ha demostrado que en el óxido de carbono naciente que se forma en el interior de las cajas de cementación, el carbono se halla en ese estado favorable y en cambio no lo

CAP.

XIII.

CEMENTACIÓN (il).

303

está en otros cuerpos que no sirven para cementar el acero a pesar de Contener carbono. EL proceso de absorción del carbono por el acero durante la cementación se explica en la siguiente forma : El carbón a elevada temperatura, en o con el oxígeno del aire que hay siempre en el interior de las cajas, entre los huecos que deja la materia cementante, da óxido de carbono (CO) según la siguiente reacción : 0 „ + C = 2 CO Luego el óxido de carbono se anhídrido carbónico. La reacción correspondiente óxido de carbono a la superficie te f o r m a : 2CO =

descompone en carbono naciente y a la transferencia del carbono del del acero, se explica en la siguien(G)+CO,

donde el símbolo (C) representa el carbono.naciente q u e j s e . e n c u e n fra en la superficie de las piezas en estado adecuado para'ser absorbido por el acero. .. ' . Además, para que s e verifique con facilidad la absorción del carbono, es necesario que el acero Se encuentre en estado gusten i tico, con el hierro en forma de hierro gamma, condición que se cumple utilizando las temperaturas normales de cementación. En esas condiciones el acero puede absorber hasta 1,40 % de carbono aproximadamente, .pudiéndose llegar hasta 1,7 % de C a 1.145°. Cuando el hierro se encuentra en estado alfa a temperaturas más bajas, la capacidad de absorción del carbono es en cambio muy limitada. El carbono, después de haber pasado al acero, queda disuelto en el hierro gamma y de acuerdo con las leyes de difusión, al existir en la periferia una concentración más elevada que en el interior, penetra hacia el corazón. En el proceso de cementación se señalan por lo tanto dos fases diferentes, una de absorción del carbono y otra de difusión del carbono hacia las zonas menos carburadas del interior. L o s carbonatos y en especial el carbonato bárico, que se emplean mezclados con el carbón vegetal, aceleran la penetración del carbono, que es como hemos señalado antes, el verdadero agente carburante. La descomposición del carbonato bárico se verifica de acuerdo con las siguientes reacciones : C 0 3 Ba +' calor = Ba O + C 0 2 CO„ + C = 2 C O .

304

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

L O S ACEROS I

Como las mezclas cementantes pierden con el uso su actividad, es necesario renovarlas periódicamente, siendo una práctica muy corriente preparar las mezclas utilizando de 3 a 5 partes de la usada y una de la nueva. Los principales inconvenientes ele los cementantes sólidos son : 1.° La gran duración de la operación, generalmente demasiado iarga, ya que es necesario calentar hasta muy altas temperaturas las grandes cajas de cementación. 2.° El elevado consumo ele combustible, necesario para calentar el cementante y las cajas. 3.° El elevado coste de preparación y colocación de las piezas en las cajas. 4.° La dificultad de templar directamente las piezas desde la caja y por lo tanto la imposibilidad de emplear dispositivos automáticos para el temple al trabajar con grandes series, y 5.° La irregularidad de temperaturas en el interior ele las grandes cajas ele cementación. PENETRACIÓN

Y DISTRIBUCIÓN

DEL

CARBONO

La profundidad ele la capa cementada aumenta con la temperatura y con la duración ele la cementación y depende también de la actividad del carburante empleado y de la composición del acero que se va a cementar (figs. 298 y 299). Aunque la penetración del carbono n o s e verifica c o n idéntica velocidad en los diferentes t i p o s de a c e r o s ( T a b l a 4 X X X I V ) , en la prácF 'S ura 2Í)S tica industrial no son Profundidad de la penetración del carbono a diferentes muy sensibles las ditemperaturas, en función de las horas de cementación.

r

.

.

terenctas entre las penetraciones q u e s e consiguen en los aceros al carbono y los aceros al níquel, cromo-, níquel, etc. La absorción del carbono por el hierro gamma, es tanto más activa cuanto menor sea el porcentaje en carbono del acero. A medida

CAP.

XII.

305

CEMENTACIÓN

que la carburación progresa, cuando el porcentaje de carbono aumenta, la velocidad de absorción disminuye comportándose en ese caso el acero como una solución que se aproxima a su grado de saturación. Cementando un acetíminlo.fi Coren Aceró de ro cromo-níquel de 0,15 O IS?, de C % de C. 0,50 % de 0.507. d< Cr. t V. di Ni. Cr. y 1 % de Ni, a 925° con la mezcla Ca{Vi Í3* rón de 60 % de carbón oiSA «jÄ vegetal y 40 % de carbonato bárico, se obtiene al cabo de 4 horas «. hn una profundidad ele 0,89 lis Pr7/7r3,dn del carh milímetros y una velocidad media de penetraFigura 299 ción de 0,22 mm. por hora. A las 8 horas se Cementación a 925". llega a 1.60 mm. y a las Composición de la capa cementada, en función de la duración en horas, de la cementación. 16 horas, a 2,30 mm. (figuras 298 y 299). Cuando la cementación se verifica a bajas temperaturas, la penetración del carbono es muy pequeña y en cambio el porcentaje eñ carbono de la periferia X onlí Co'i es mayor que cuando se Accro da 0,15V. dt C. t.ao efectúa la cementación 0,50*/, d
Compone" n oprcuit limi>c d«lo capa dura

Endurecimien-

to superficial con baños de sales

Pro|urid dad do ion del c 1

<5 If, l

3

V

Figura 300 Cementación durante cuarenta v ocho horas. . e Composición de la capa cementada, en función de la temperatura de cementación.

fundidas.

En los últimos años se ha generalizado ex-' traordinariamente el uso de baños de sales, para l endurecimiento super.....

.

,

tíCtai de IOS acerOS. L £tra pequeños espesores este procedimiento es mucho más rápido que la cementación con materias sólidas, y es también más sencillo, empleándose cada día con más éxito en competencia con los cementantes sólidos. 20

306

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE L O S ACEROS I

Las sales tienen la desventaja de ser muy venenosas v aunque los humos que desprenden no lo son, sin embargo causan m o lestias e irritan las vías respiratorias. Para endurecer piezas sencillas o de poca responsabilidad y para pequeños espesores de capa dura, conviene en general cementar con sales. Para obtener capas profundas, aunque todavía son más utilizados los cementantes sólidos, 'se está también incrementando mucho en estos últimos años el uso de los baños de sales. E V O L U C I Ó N D E L P R O C E D I M I E N T O . — E l cianuro potásico que fué la primera sal utilizada para endurecer el acero, se emplea todavía en la actualidad en algunos talleres. La cianuración con polvos de cianuro es un procedimiento muy primitivo y poco preciso que no se puede utilizar más que para piezas sin ninguna responsabilidad. Se comienza calentando previamente en la fragua o en un horno las piezas o herramientas que se van a cementar. Cuando están calientes (700° a 900°) se rodean con polvos de cianuro, luego se vuelven a calentar a 780o-800D y finalmente se templan enfriándolas rápidamente en agua, obteniéndose en la superficie gran dureza. Hacia el año 1915, se comenzó también a usar para endurecer los aceros extra-dulces, el cianuro sódico, porque era más barato que el potásico. Se fundían las sales en crisoles, clonde se introducían las piezas que se iban a cementar, permaneciendo allí un cierto tiempo y luego se templaban directamente en agua. Posteriormente se comenzaron a utilizar sales compuestas, a base de cianuro sódico Figura ,'íOl con proporciones variables de cloruro y carbonato sódico. Un horno para cementar calentado con fuel-oil. El horno auxiliar de la izquierda que se utiliza Estas dos sales son inertes, para precalentamientos o revenidos, es calentapero mezcladas las tres en prodo con los gases de la combustión del horno de la derecha. porciones convenientes se comportan prácticamente igual que el cianuro. Además como el cloruro y el carbonato son mucho más baratos que el cianuro, las sales preparadas de esta forma resultan más económicas. Aunque empleando estas sales, las piezas quedan con gran dureza superficial, no se pueden conseguir económica-

CAP.

XIII.

CEMENTACIÓN (il).

307

mente capas duras de más de 0,3 mni. de profundidad, aunque se eleve la temperatura de cianuración o se prolongue la duración del tratamiento, y además, se. .descomponen, fácilmente.a! elevarse la temperatura del baño "por encima.de 850°.a.875°. Mayores espesores de capa dura. se. consiguieron, empleando el procedimiento Deininger, -denominado.también. «Shimer Process», que consistía en introducir en un baño inerte: o. n.o carburante, compuesto de cloruro cálcico y sódico, trozos de. cianamida cálcica infusible, sujetos en cestillas especiales. El baño era reactivado introduciendo de vez en cuando nuevas cantidades ele cianamida, que era el elemento activo de la cementación. Para obtener capas duras de 0,5 a 2 rali, ele espesor con baños de sales, el mejor procedimiento es la cementación con baños de cianuro activados con agentes catalizadores. Esos baños se preparan con sales inertes como el cloruro y carbonato sódico, elementos activos como el cianuro sódico, cianuro cálcico o cianuro potásico y catalizadores como los cloruros y fluoruro*; de bario, calcio, estroncio, etc., que sirven para incrementar la profundidad de penetración del carbono. Los procesos de endurecimiento, empleando sales preparadas con cianuros, pueden dividirse en dos grupos : la cianuración y la cementación o carburación, que aunque semejantes en algunos aspectos pueden sin embargo considerarse como tratamientos diferentes. En la cianuración

el

endiirecimiento

y el nitrógeno, ciales duras, de poca profundidad. Se utilizan baños preparados a base ele cianuro sódico o potásico, y sales inertes, empleándose temperaturas relativamente bajas de 750°-850'°. combinada

del

carbono

En la cementación o carburación con sales, se utilizan baños preparados a base de cianuros y agentes catalizadores. La profundidad que se consigue es muy superior a la de la cianuración, oscilando entre 0,2 y 3 mm, y aunque en la periferia siempre hav un pequeño porcentaje de nitrógeno, puede considerarse que el ramente

a la

acción

del

carbono.

se

consigue

por

la

acción

obteniéndose cauperfi-

Figura 302 Profundidades de capa dura obtenidas al cianurar y cementar con sales activadas un acero al carbono c.xtra. . dulce. . IB. B. Bcckwith.) endurecimiento

es

debido

exclusi-

308

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

L O S ACEROS I

C o m o los cianuros se oxidan con gran facilidad, para evitar la descomposición de estos baños, debe impedirse el o de l a s sales con el aire, cubriéndolas con una capa de grafito en escamas u otras materias carbonosas. No se pueden usar crisoles preparados con ladrillos refractarios, ni proteger las piezas con barros o arcillas, porque también por esta causa las -sales se descomponen. La cementación con sales tiene la ventaja de que las instalaciones son sencillas y baratas. El precio de un horno de sales suele ser menor que el de cualquier otro tipo de horno. 110.

Cianuración

Este procedimiento se emplea para endurecer superficialmente pequeñas piezas de acero. Los baños de cianurar contienen cianuro, carbonato y cianato sódico con o sin cloruro sódico como diluyente. El contenido de cianuro en el baño suele variar de 20 a 50 ,%. El cianato sódico no se añade intencionadamente al baño, sino que se forma por oxidación del cianuro durante el trabajo. Operando a temperaturas de 760° a 950v y empleando baños cubiertos con escamas de grafito, el porcentaje de cianato sódico no suele exceder de 3 % . El carbonato sódico es el último producto que se forma en los baños por descomposición u oxidación del cianuro por la acción oxidante del aire. La carburación del acero se realiza por la acción del C O que se desprende en el baño y la nitruración por efecto del nitrógeno. El cianuro se oxida al reaccionar con el oxígeno del aire dando cianato

2 NA, C N + O , = 2 Na C N O .

El cianato sódico a la temperatura de trabajo se descompone por la acción del calor en cianuro sódico, carbonato sódico, óxido de carbono y nitrógeno naciente. 4 Na C N O + c a l o r = 2 Na CN,+ Na, C 0 3 + C O + 2N El cianuro formado, vuelve nuevamente a comenzar el ciclo, siendo siempre el carbonato el producto final de la transformación. El óxido de carbono que se libera durante la descomposición del cianato, se descompone en anhídrido carbónico y carbono naciente •que en o con el acero caliente se disuelve en el hierro gamma y se difunde hacia el interior. La reacción carburante es la siguiente: 2 C 0 = (C> + C 0 2 siendo (C) el carbono que pasa al acero.

CAP.

XIII.

CEMENTACIÓN (il).

309

El nitrógeno naciente se combina formando nitruros. Para que se realice la cianuración es fundamental la formación de una cierta cantidad de cianato. Experimentalmente se ha c o m probado que un baño de alto porcentaje en cianuro sin cianato, no cianura el acero. Esto es difícil que ocurra y en la práctica industrial todos los baños de cianuro contienen siempre algo de cianato, ya que su formación es casi automática al elevarse la temperatura de los baños. Los nitruros que se forman, interfieren y dificultan la penetración del carbono y por su influencia perniciosa no se pueden utilizar los baños de cianuro sin catalizadores para producir económicamente capas duras de más de 0,30 mm. de profundidad. En el interior de las piezas cianuradas a una distancia de 0,1 mm. de la periferia el porcentaje de nitrógeno suele variar generalmente desde 0,20 a 0,60 1%. * 0.9 » O.AO

0.70 0.60

0,5O 0,¿0

0.30 o.a o

0.10 o

Influencia del porcentaje de cianuro, en la composición de la capa cementada a 0,075 milímetros de la periferia, correspondiente a un acero al carbono extradulce cianurado durante dos horas y media a 950u. El baño estaba cubierto con una capa de grafito.

Influencia de la temperatura de cianuración en la composición de la periferia de ia capa cementada, correspondiente a un acero al carbono extra-dulce cianurado durante dos horas y media en un i-año de 50 % de cianuro.

En la figura 303 se puede observar los porcentajes de carbono y nitrógeno obtenidos en la periferia de los aceros al carbono extradulces cianurados en condiciones muy diversas. Desde 800', al elevarse la temperatura hasta 925°, el porcentaje de carbono aumenta y disminuye el de nitrógeno (fig. 303-5). También se ve que al disminuir el porcentaje de cianuro de 50

TRATAMIENTOS

310

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

hasta 20 % , disminuye el porcentaje de carbono y aumenta el de nitrógeno (fig. 303-a). La cianuración se suele efectuar con sales que contienen de 20 a 50 % de cianuro sódico, 30 a 40 % de carbonato sódico y 20 a 30 % de cloruro sódico, siendo recomendable utilizar porcentajes de cianuro variables de 30 a 40 •%. En el comercio existe cianuro sódico para usos industriales de varias concentraciones, siendo las más corrientes las que se señalan en la tabla X X I X . TABLA

CONCENTRACION

Cianuro sódico

Carbonato sódico

C N Na

C 0 3 Na„

Cloruro sódico . ' CINa

%

/o

%

9 6 a 98 % 75 %

...

XXIX

Temperatura de fusión

97

2,3

trazas

560®

75,3

3.5

21,2

590°

45 %

45,-3

37

17,7

570»

30 %

30

40

30

625°

Composición de diferentes calidades dé cianuro sódico comercial.

En los talleres se hacen periódicamente análisis de las sales y cuando con el uso disminuye el porcentaje de cianuro y el baño pierde actividad, se hacen adiciones ele cianuro de alta concentración (generalmente 96 a 75 % ) para mantener el contenido de cianuro del baño dentro de los límites convenientes. La profundidad de capa dura alcanzada en la cianuración depende también clel espesor de las piezas. Con un acero determinado, a igualdad de temperatura y tiempo, el. espesor de capa que se alcanza en un redondo de 6 mm., es aproximadamente 15 :% mayor que el qué corresponde a uno de 12 mm. y 40 ¡% más que el de un redondo de 25 mm. A partir de este espesor la penetración es ya constante. 1 En la tabla X X X damos jos resultados que hemos obtenido al cianurar un acero al carbono y un acero cromo molibdeno, manteniendo las muestras una y dos horas, en un baño de 30 % de cianuro, 30 % de cloruro y 40 % de carbonato sódico, y en la figura 304 se señalan las durezas obtenidas por F. D . Waterfall, al cianurar a 850° y 900° un acero extradulee.

CAP.

XIII.

TABLA

D u r a c i ó n del t r a t a m i e n t o .

X X X

AL CARBONO

ACERO

Dos

U n a h ra Temperaturas

311

C E M E N T A C I Ó N (il).

A C E R O CROMO

horas

Temperaturas

Una

MOLIBDENO

hora

D. s

Temperaturas

Temperaturas

D i s t a n c i a a la p e i i f e r i a en m m .

750°

800"

850°

750°

800°

850"

750°

800°

850°

750°

0,1

.39

.56

.60

.43

.62

.73

.45

.59

.70

0,2

.20

.31

.53

.30

.48

.62

.25

31

.60

0,3

.15

.16

.30

.18

.27

.45

.15

.16

0,4

.12

.12

18

.12

.18

.31

.15

0,5

.12

.li1

. 12

.12

13

.16

. 15

Contenido

de

horas

800°

850"

.57

.67

.80

.35

.45

.68

.32

.23

.32

.50

.15

.21

. 15

.23

.38

.15

. 15

.15

. 15

.19

o a r fc>on o

en

"lo

Porcentajes de carbono obtenidos al cianurar durante una o dos horas a 750', 800" y 850° barras de 25 mm. de diámetro, de un acero de 0,12 % de carbono y un acero de 0,15 % de carbono, 1 % de cromo y 0,20 % de molibdeno.

Observando los resultados obtenidos en estos ensayos se comprende que no conviene utilizar la cianuración para obtener capas duras de más de 0,3 mm. de profundidad. tooo

1

Vickers

I000

1 hgrò.

¿oo

.X!

.

Figura 304-a)

Figura 304-b)

Durezas obtenidas al cianurar barras de acero extradulce de 15 mm. de diámetro, en un baño de 43 % de cianuro a 900°. Después de la cianuración, se templaron las barras a 780' en agua. El ensayo de dureza se hizo con carga de 5 Kg.

Durezas obtenidias al cianurar barras de acero extradulce de 15 mm. de diámetro, en un baño de 40% de cianuro a 850°. Después de la cianuración se templaron las barras a 780" en agua. El ensayo de dureza se hizo con una carga de 5 Kg.

(F. D. Waterfall.)

(F. D. Waterfall.)

312

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

L O S ACEROS I

La cianuración se emplea no 'sólo para endurecer aceros de bajo contenido en carbono, sino también algunas veces para aceros de mayor contenido en carbono con o sin aleación, en los que además de elevadas propiedades en el núcleo, se desea también mejorar la dureza superficial. Esto se consigue calentando las piezas para el temple, en baños con 40 % de cianuro y manteniendo las piezas en el baño de 15 a 60 minutos aproximadamente. D e esta forma las piezas tendrán en el corazón las características correspondientes a un temple y revenido normal y la periferia quedará con 40 a 62 Rock-well-C., según la temperatura de revenido. El principal inconveniente de los baños de cianuro es, como hemos señalado antes, el no poderse conseguir con ellos capas du-

-iPenetración del carbono v del nitrógeno en un acero de 0,17 % de C, endurecido por cianuración y por cementación con sales.

ras de gran profundidad. Para un determinado espesor de capa cementada, obtenido con cementantes sólidos y con cianuro, la capa dura es mucho mayor en la cementación con materias sólidas. \ una capa cementada de 1 mm. de e'spesor, obtenida con baños de cianuro, no le suele corresponder más de 0,30 mm. de capa dura, mientras que en el otro caso para esa, misma capa cementada., la capa dura es de 0,55 mm. aproximadamente. ( Con los baños de cianuro activados se consigqe para un determinado espesor de capa cementada, mayor capa dura que pn la cianuración. 111.

Cementación

en b a ñ o s de

sales

En este proceso la gran dureza superficial re adquiere el acero, puede considerarse debida exclusivamente a la acción del carbo-

CAP.

XIII.

313

C E M E N T A C I Ó N (il).

no. La influencia del pequeño porcentaje de nitrógeno existente en la capa periférica es muy pequeña y puede ser despreciada. Los baños de sales que se utilizan en este procedimiento se preparan generalmente a base de cianuro sódico, con porcentajes variables de cloruro y carbonato sódicos a los que se añade uno o más cloruros o fluoruros de bario, potasio, calcio o estroncio, que actúan como agentes catalíticos, aumentando notablemente la penetración del carbono, y con ello la profundidad de la capa dura que puede variar desde 0,2 a 3 mm. Las sales que se utilizan para la cementación de los aceros, se pueden clasificar en dos grupos de acuerdo con la penetración que con ellas se consiguen. Unas con 17 a 23 \% de cianuro que se emplean a temperaturas variables de 850" a 925° para capas de espesor medio de 0,2 a 1,5 mm. de profundidad, y otras de 7,5 a 12 '% de cianuro para espesores variables de 1 a 3 mm., que se emplean a temperaturas de 875° a 950p. En la tabla X X X I se dan las composiciones de las sales de cementar más usadas en la actualidad.

TABLA

X X X I

Capa cementada de o,2 a, 1,5 mm.

Cianuro

sódico ...

Capa cementada de i a mm.

17 a 23 %

.

14 a 40 % Otras sales alcalinas

•••

0 a

3,5 %

20 a 30 % <30 %

Cianato sódico

a 55 %

2

a 10 %

5,5 a 20 %

Cloruro potásico Cloruro sódico

7,5 a 12 % 45

<

1 %

0

a 15 % <30

%

<0,30 %

Composición de las sales empleadas para la cementación de los aceros:

En los baños de sales activados con cloruro bárico la actividad carburadora es debida principalmente a las siguientes reacciones : 2 Na CN + Ba Cl 2 = Ba (CN)S- + 2 Na Cl Ba (CN), 2 '= Bá CN 2 + (C). en las que (C) representa el carbono que pasa al acero. La intensidad de esta reacción se acentúa con la temperatura y con ella aumenta la liberación de carbono activo y disminuye la formación de nitrógeno, cuya influencia es perjudicial en este trata-

314

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

miento porque dificulta la penetración del carbono en el acero. Como el porcentaje de cianato en el baño es un índice de la cantidad de nitrógeno que absorbe el acero, para asegurar una buena penetración de carbono debe evitarse que pase de ciertos límites, debiendo mantenerse en los baño's de penetración media, .porcentajes de cianato inferiores a 1 % y en los de gran penetración menores del 0,3

% .

Las irregularidades que se pueden presentar en estos procesos deben atribuirse a alguna de las siguientes circunstancias : 1.° Contenido insuficiente de cianuro para generar el carbono activo. 2.° Aumento exagerado del contenido de carbonato sódico. 3.° Cantidad excesiva de cianato sódico, y 4.° Error en la temperatura de cementación.

i

Profundidad tn mm ..

0.8 0,6

0.5

O.i. /

H5

6 10 IS ZO JO II 60 80 K» HORAS

Figura 306

Figura 307

Situación de la capa de 0,50 % de C en función de la temperatura y del tiempo, en un acero de 0,10 % de carbono, cementado con sales de penetración media.

Situación de la capa de 0,50 % de C en función de la temperatura y del tiempo, en un acero de 0,10 % de carbono, cementado con sales de gran penetración.

Las profundidades que se consiguen empleando sales de media y gran penetración, se pueden observar en las figuras 306 y 307. El proceso de trabajo que se sigue en los talleres de tratamientos térmicos para mantener los baños con las composiciones adecuadas varía según la clase de sales empleadas, El fin que se persigue siempre es mantener el baño durante toda la operación dentro de unos límites de composición que en la mayoría de los casos son los señalados en la tabla X X X I . Para conseguirlo, los fabricantes suelen oreparar varios lipos

CAP.

XIII.

CEMENTACIÓN (il).

315

de sales que mezclados en proporciones convenientes, dan esas composiciones. C o m o con el uso suele disminuir el porcentaje de cianuro y 'se alteran también los porcentajes de otros elementos, es necesario añadir periódicamente ciertas sales para mantener una composición conveniente. Seg'ún los casos se suelen usar : 1.° Una sola sal, que contiene todos los elementos necesarios para cementar el acero y que a medida que 'Se va gastando el baño, sirve también para relleno. Esta sal suele contener 0,5 % de cianuro cálcico y 70 % de cloruro cálcico, es muy barata, pero es higroscópica y es necesario lavar muy bien las piezas para evitar su corrosión. N o es necesario hacer análisis del baño y observando el aspecto de su superficie se conoce su grado ele actividad. 2.° Dos sales, una de las cuales suele ser una sal neutra o una mezcla de sales neutras, y la otra una sal de cianuro con cloruros activadores, y 3.° También se suelen usar tres sales. Una de bajo punto de fusión, compuesta generalmente a base de cloruro o carbonato sódico que sirve para iniciar la fusión de una pequeña parte del baño de sales. Otra sal ele cianurar con 80 a 90 % de cianuro sódico y 5 a 10 % ele carbonato sódico y la tercera, que e's la sal catalizadora, con 70 a 85 % de cloruro bárico, 5 a 10 % de cianuro sódico, 10 % de cloruro sódico y 10 % de carbonato sódico. 112.

Determinación del contenido en cianuro sódico

Para conducir bien, la cianuración o la cementación con sales debe conocerse el contenido en cianuro del baño. Para hacer esa determinación, se puede emplear el método que describimos a continuación que es muv sencillo y rápido. Se comienza el análisis, disolviendo 2 gramos de la sal del baño de cementación en un matraz aforado de 250 enr lleno hasta la mitad de agua destilada. Tan pronto como se hayan disuelto las sales, se añade 5 centímetros cúbicos de solución indicadora de yoduro potásico, que oscurecerá el líquido. Se rellena el matraz con agua hasta completar. 250 cm 3 ., se agita, se deja decantar y luego se filtra. Se toma del líquido filtrado 125 cm 3 . y utilizando una bureta graduada, se añade la solución de nitrato de plata hasta que vire el color a amarillo verdoso. Se anota el número ele cm 3 . de la solución de nitrato de plata en la probeta graduada antes y después de hacer la titración y la diferencia, o sea el número de cm 3 . de la solución de nitrato de plata gastados para que cambie el color, señalan el porcentaje de

316

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

D E LOS

ACEROS I

cianuro que contiene el baño de sales. Con los 125 cm 3 , restantes de líquido filtrado se repite el ensayo para control. Las soluciones se preparan en la siguiente forma : i.°

2o

Solución de nitrato de plata: Nitrato de plata

17,34

Agua destilada

1.000 cm3

Solución indicadora de yoduro

grs.

potásico:

Sosa cáustica, 100 grs. Yoduro potásico, 6 grs. (se disuelve con la sosa, en 800 cm 3 de agua). Acetato de plomo, 15 grs. (se disuelve en 200 cm3 de agua). Agua destilada, 1.000 cm 3 . 113.

C e m e n t a c i ó n con gases

En el pasado siglo xix Carón inició hacia el año 1860, los primeros trabajos y experiencias sobre la cementación gaseosa. A l gunos año's más tarde Mannesman (1879), Charpy (1903) y Guillet (1904), estudiaron y desarrollaron también este procedimiento. El italiano Federico Giolitti fué sin embargo el primero que experimentó a fondo el proceso y en 1912 publicó el resultado de sus ensayos cementando con óxido de carbono, etileno, metano y gas del r alumbrado. Posteriormente, durante bastante tiempo, la cementación gaseosa se utilizó casi exclusivamente para la fabricación de blindajes y hasta los años 1925-1927, no comenzó a tomar verdadero desarrollo el procedimiento. En este proceso, manteniendo las piezas de 1 a 8 horas en una atmósfera carburante, a temperaturas de 850° a 950°, se obtienen capas cementadas de 0,2- a 1,5 m/m. de profundidad. Unicamente en casos especiales como la fabricación de blindajes, se emplean procesos más largos y se obtienen capas cementadas de mayor espesor. Aunque las instalaciones son bastante complicadas y costosas, la cementación de las piezas es muy sencilla y rápida. Se obtienen resultados muy regulares y se pueden cementar grandes cantidades de piezas en muy poco tiempo. El empleo de este procedimiento, que está sustituyendo en muchos casos a la cementación en cajas, es de gran interés para las empresas que deban cementar muchas piezas y en cambio no es recomendable para talleres pequeños que ti abajan sólo con pequeñas series. II POS DE HORNOS

EMPLEADOS

Durante bastante tiempo la cementación gaseosa de piezas, se ha efectuado casi exclusivamente en hornos rotativos, que también

CAP.

XIII.

317

CEMENTACIÓN (il).

se emplean en la actualidad, cuando no hay peligro de que se deformen las piezas, por efecto de los continuos choques y movimientos a que están sometidas. Posteriormente se comenzaron a emplear hornos continuos, en los que las piezas son transportadas a través del horno de un extremo a otro por medio de bandejas o cadenas móviles. Para este tratamiento también se emplean hornos estacionarios, como los de las figuras 308 y 309, en los que las piezas se colocan en cestas o colgadas con alambres según su forma y tamaño, dentro de un recipiente cerrado a través del cual circula el gas carburante, que es agitado por un ventilador colocado en la parte superior del horno. Terminada la carburación se desplaza la cabeza o

Figura 308 Esquema de un horno eléctrico para la cementación gaseosa.

Figura 309 Instalación para cementación gaseosa. Obsérvese la cesta donde van colocadas las piezas, y a la derecha la cabeza del horno, que ha sido desplazada al terminar la operación.

tapa del horno y se saca la cesta o dispositivo donde se hallen las piezas- (fig. 309) para ser llevadas rápidamente al baño de temple. ATMÓSFERAS

CARBURANTES

Habiéndose estudiado anteriormente, el papel tan importante que desempeña el óxido de carbono en la cementación con materias

318

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

sólidas, parece que bastaría colocar las piezas en presencia de ese gas a alta temperatura para conseguir su cementación. Sin embargo, la práctica ha demostrado que de e'sa forma no se consiguen buenos resultados y que es necesario la presencia de ciertos hidrocarburos para obtener capas cementadas de composición y espesor conveniente. Las modernas atmósferas carburantes se componen siempre de un gas portador o de relleno y el gas activo o carburante.

Ilprno continuo para cementación

gaseosa, con bandejas transportadoras de piezas.

Para la preparación del gas portador existen en la actualidad dos tendencias muy marcadas : La americana que utiliza para su preparación el gas natural o sus derivados y la europea que emplea gases preparados con gas del alumbrado o con gas de gasógeno de carbón de madera. En cada caso convendrá utilizar uno u otro gas según las disponibilidades de cada país. En Estados Unidos preparan el gas portador por combustión incompleta del gas natural, gas del alumbrado o propano en presencia de un catalizador. Efectuando un cuidadoso control de la mezcla aire-gas o aire-propano, llega al catalizador, el gas parcialmente quemado con una considerable cantidad de C 0 2 y vapor de agua, y un exceso de hidrocarburo sin descomponer. Entonces el hidrocarburo en presencia del catalizador reacciona con el C 0 2 y el vapor de agua en la siguiente forma : CH4 + C 0 2 = 2 CO + 2 H2 CH t + H 2 0 = CO + 3 H2 En el procedimiento europeo, se hace pasar el gas preparado en un gasógeno con carbón de madera o el gas del alumbrado, a través de una columna de carbón incandescente a 1.000,J. En este proceso existen las variantes de emplear gas de gasógeno, gas mixto o gas de agua, siendo el gas mixto el que da mejores resultados.

CAP.

XIII.

319

CEMENTACIÓN (il).

Al gas portador, cualquiera que sea su clase, se le añade antes de ser introducido en la cámara del horno, un pequeño porcentaje de gas carburante (hidrocarburos), preparado generalmente (en una retorta calentada exteriormente) por pirólisis de una mezcla controlada de aire y gas natural o etileno, propano, etc., en presencia de un catalizador de platino. También es muy frecuente la inyección de vapor de aceites de la serie cíclica. La cantidad de gas carburante que se mezcla con el gas portador varía con la composición. Se suelen emplear por hora y metro cuadrado-de superficie a cementar, 80 litros de gas natural, 30 litros ele propano ó 20 litros de- butano. En la cementación gaseosa se utilizan los gases portadores-, (que siempre son ligeramente carburantes), para desplazar al aire o gases perjudiciales que puedan existir en las cámaras de los hornos, para asegurar en todas las zonas una cierta presión y para diluir la concentración de los hidrocarburos activos que, ulilizadets en fuertes concentraciones, son poco estables y dan lugar, a depósitos carbonosos en las piezas que dificultan e impiden la cementación. Además, el gas preparado de esta forma, es más barato que ios hidrocarburos. La composición de dos gases muy utilizados para la cementación gaseosa, es la siguiente :

Gas

de gasógeno

...

Gas preparado con catalizador

CO

tío

co3

H»0

No

16-20

2 a 2o

0-0,3

0,03-0,35

resto

1 a 5

0,1-0,3

0,22-0,35

resto

1 a 5

20

40

CH4

Es muy perjudicial la presencia de vapor de agua y anhídrido carbónico en las atmósferas carburantes, y es necesario reducir su contenido al mínimo para conseguir resultados aceptables. Las principales reacciones que ocurren en este proceso son las siguientes : Metano

C H 4 = (C),+ 2 H 2 .

Etano

C2Hr = (C)+XCHi+YH2,

Propano

C , H g = (C) + X C S H 6 + Y C H 4 . + Z H s

Oxido de carbono.

2 CO = (C) + C 0 2 . CO f

H 2 = (C)

f

H2O.

En todas ellas (C) representa el carbono que en o con el acero caliente se disuelve en el hierro gamma.

320

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

s

La presencia del hidrógeno es, en cambio, imprescindible para ln cementación gaseosa. Aunque parezca extraño, es necesario que un elemento tan descarburante como el hidrógeno, esté presente i n las atmósferas carburantes, para evitar los depósitos carbonosos sobre las piezas, que en su ausencia aparecen por descomposición y polimerización de los hidrocarburos que dificultan e impiden la cementación. En la cementación con atmósfera gaseosa, es frecuente efectuar el proceso en dos fases : la primera, de carburación a elevada temperatura en atmósfera muy carburante, y la segunda, de difusión, a más baja temperatura (800" aproximadamente), en atmósfera neutra o ligeramente carburante para conseguir una correcta distiibución del carbono en la capa cementada. 114.

Carbonitruración

En este tratamiento la dureza que adquiere el acero es debida a la acción combinada del carbono y el nitrógeno. Se trabaja con atmósferas carburantes, a las que se añade amoníaco, que se descompone según las siguientes reacciones : N H 3 I = 1 / 2 N 2 ; + 3 / 2 H, 2

N H 3 = (N) + 3 / 2 H 2 Donde (N) representa el nitrógeno que se disuelve en el hierro. La carbonitruración se efectúa a 725®-800°, temperaturas ligeramente superiores al punto A c 1 . Un tratamiento que tiene alguna semejanza con el que acabamos de describir es el que se conoce con el nombre de «chapmanizing». Consiste en cianurar las-piezas en un baño de sales a través del cual se hace pasar una corriente de amoníaco. De esta forma se consigue en la periferia de las piezas de acero un elevado contenido en nitrógeno y una dureza extraordinaria. La duración del tratamiento varía de 30 minutos a tres horas, se emplean temperaturas de 750° a 850° y se obtienen capas cementadas de 0,1 a 0,6 mm. de espesor. La composición del baño empleado es : .35 .% de cianuro sódico, 20 % de cianuro potásico, 20 % de carbonato sódico v 20 % de carbonato potásico.

CAPITULO

XIII

C E M E N T A C I O N CLASES

DE

ACEROS

DE

(II)

CEMENTACION

Y

SUS

CARACTERISTICAS

115. La composición de los aceros de cementación viene condicionada por las características que deben poseer las piezas cementadas : una superficie dura y resistente al desgaste y un núcleo central tenaz. Esta última exigencia, establece la primera limitación en la composición, pues para que las piezas sean tenaces, necesariamente el contenido en carbono de los aceros debe ser bajo. Otras propiedades que deben poseer los aceros de cementación son las siguientes: 1.a Aptitud para absorber carbono a las temperaturas normales de cementación, de forma que la velocidad de penetración sea razonable, el carbono quede regularmente repartido y el porcentaje de ese elemerfto en la periferia de las piezas Sea bastante elevado. 2.a Capacidad de endurecimiento suficiente, para que al ser templados en el medio de enfriamiento que corresponde a la forma y precisión de las piezas que se han de fabricar, adquieran la dureza necesaria para el trabajo que deben desarrollar. 3. a Resistencia y tenacidad elevadas, para que las piezas después de cementadas y tratadas convenientemente, cumplan las más severas condiciones de servicio. Para la fabricación de piezas cementadas se emplean aceros al carbono y aceros aleados con Cr, Ni, Mn, M o y V a . Durante muchos años, para trabajos de responsabilidad, fueron los aceros al níquel los preferidos, siendo muy clásicos los aceros con 2, 3 y 5 % de Ni, pero luego los aceros cromo-níquel desplazaron en muchos casos a aquéllos, y más recientemente los aceros cromo-níquel-molibdeno, níquel-molibdeno, cromo-molibdeno, etc., han comenzado también a ser muy solicitados. En la actualidad se emplean c o m posiciones muy variadas, utilizándose contenidos de 0,50 a 1 % de cromo ; 1 a 5 I% de níquel y 0,20 a 0,50 % de molibdeno. 21

322

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE LOS

ACEROS I

ACEROS AL CARBONO.—En este grupo, están comprendidos los aceros que sólo contienen carbono, manganeso y silicio como elementos principales. El porcentaje de carbono suele variar de 0,10 a 0,25 .%, y algunas veces llega excepcionalmente hasta 0,40 % de C, utilizándose estos últimos sólo en contadísimas ocasiones, porque las piezas quedan con poca tenacidad. El porcentaje de manganeso suele ser inferior a 0,60 •% y el de silicio a 0,35 % . Empleando estos aceros al carbono, aunque en el corazón de las piezas cementadas no se suelen obtener resistencias superiores a 80 K g / m m 2 , en la periferia se consiguen,, en cambio, prácticamente, las mismas durezas ciue con los aceros aleados. Para pequeñas piezas suelen emplearse aceros extradulces, con menos de 0,12 .% de C ; tratándose de piezas de tamaño medio, se emplean aceros de 0,12 a 0,1/. ,/Q de C, y para las piezas grandes, se emplean aceros de 0,20 % de carbono, aproximadamente. Estos aceros deben ser templados siempre en agua. A C E R O S DÉBILMENTE ALEADOS.—A este grupo pertenecen los aceros de baja aleación, en los que la suma de los porcentajes de elementos aleados es inferior a 2 ,%. Estos aceros se templan generalmente en aceite, aunque algunas veces, cuando se trata de piezas de bastante tamaño, se templan también en agua.

ACEROS DE ALTA ALEACIÓN.—Para trabajos de responsabilidad, cuando es necesario evitar las deformaciones y cuando se trata de grandes secciones, en las que hay que obtener elevadas características en el núcleo, se utilizan aceros de alta aleación. En estos aceros la suma de los porcentajes de elementos de aleación es superior a 2 % . Se emplean generalmente contenidos de carbono inferiores a 0 20 ,%, y los elementos de aleación señalados anteriormente con porcentajes hasta de 1,5 .% de Cr y 5 i% de níquel. Son de grano fino, y como, durante la cementación no aumenta el tamaño, de d-rano, es suficiente dar a las piezas un soío temple después de la cementación. En las tablas X X X I I y X X X I I I se clan las composiciones de los aceros de cementación más usados en la actualidad en diferentes países. 116.

Influencia de los elementos de aleación

L o s elementos de aleación influyen de muy diversas formas en el proceso de cementación y en las propiedades de las piezas después deltratamiento. El efecto que- ejercen los elementos aleados en la cementación,

CAP.

XIII.

CEMENTACIÓN (il).

323

depende de la aptitud que tiene cada uno de ellos para formar solución sólida con la ferrita, o pára combinarse con el carbono, formando carburos. TABLA

c

o

X X X I I

M

P

O S

1 C

[

O

N

Marca

D 1

C

Mn

<0,15

< 0 40

D 2

»

D 3

»

D

»

4

D 5 D 6 D 7

»

Si

Cr

Ni

0,15-0,30 0,90-1,30 » 0,50-0,80 y

»

»

»

»

»

0,17-0,25 0,12-0,15

0,8-1,1 0,8-1,1

0,2-0.3 0,2-0,3

Mo

Va

4,25 4,75 2,25-2,75 3,00-3,50 4.25-4,75 0,25-0,35 2.25-2,75 0,25-0.35 0,20-0,30 0,15-0,25

0,90-1,30 0,50 0,80 1.0-1,3 1,0-1,3

301 311 321 322 323 324 331 38 1 382 391 392

O

M

P

O

S I C

C

Si

Mn

P

s

0,08/0,12 0,10/0,15 q,10/0,15 0,10/0,15 0,17/0,22 0,12/0,16 0,12/0,15 0,12/0,18 0,12/0.18 0,15/0,20 0,15/0,20

0,15/0,35 0,10/0,35 0,10/0.35 0.10/0,35 0,10/0,35 0,10/0,35 0,10/0,35 0,10/0,35 0.10/0,35 0,10/0,35 0,10/0,35

0,30/0.40 0,30/0,60 0,30/0,60 0,30/0,60 1,00/1,50 0,40/0,80 0,30/0,60 0,30/0,60 0,30/0,60 0,40/0,70 0,40/0,70

<0,04 <0,04 <0,04 <0,04 <0,04 <0,04 <0,04 <0,04 <0,04 <0,04. <0,04

<0,04 <0,04 <0,04 < 0 04 <0,04 <0,04 <0,04 <0,04 <0,04 <0,04 <0,04

O

S

<0,04

<0,04

»

»

»

» »

Aceros de cementación de la tabla de Aceros de la Aviación

C

Ph

»

>

»

»

•

»

Española.

N Ni

3,00/3,50 3,80/4,50 2,50/3,00 — —

—

3,80/4,50 2,50/3,50 1.80/2,20 1,50/2,00

Cr

Mo

—

0,90/1,10 0,50/0,80 1,10/1,50 0,60/0.90 1,00/1,30 0,90/1,10 0,50/0,80 1,80/2,20 0,40/0,60

0,15/0,25 0,15/0,35 0,25/0,35 0,15/0,25 0,15/0,25

Aceros de cementación del Instituto del Hierro y del Acero.

El níquel que forma solución sólida, retarda la cementación, disminuyendo la profundidad de capa cementada y el porcentaje de carbono de esa capa. En cambio, los elementos que forman carburos como el cromo, manganeso y molibdeno, aumentan esa profundidad y el contenido en carbono de su zona periférica. El silicio tiene una acción retardadora muy sensible.

324

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

TABLA

c

Wa rea c

Mn

0,05-0,15 0.10-0,20 0.20-0,30 0,10 0.20 0,10-0.20 0,15-0,25 0,12 0,10-0,20

0,45-0,75 0,90 1,25 0,60 1,25 1,25-1,75 1,25-1,75 0,60 0,95 1,00

> »

»

»

0,50-0,80 0,40-0,60

0,15-0.25 0,10-0,20 0,15-0,25

0,30-0,60 » »

<0,50 <• 0,40 0,20-0.40 <0,50

0,045

0.30-0,70 0,30 0,70 0.40-0,80 1,00-1.40 1.00-1.50

0,40-0,80

<0,04

4,75-5,25 1,00-1,50 1,50-2,00 1,50-2,00 3,25-3,75 3,25-3,75 2,75-3,25

»

»

s 3,25-3.75

» »

S

<0,055 »

I

<0,35 <0,35 0,15-0,40 <0,35

N

-

»

»

»

»

»

»

»

»

0,15-0,25 0,20-0,30

»

»

» » \

»

»

»

». » » * »

»

7> »

0,15-0,18

» »

>

>

>

»

*

<0,035

<0,035

0,20-0,30 0,20-0,30

1,50 2.00 1,70 1,60

I

0,15-0,25

i

'

N

»

1,50 ± 0 , 2 5 2,50±0,25 3,50±0,25 4,50±0,25

0,80 - 1,10

<0,40 <0,40.

» <0,05

(Alemania)

<0,20 0,75 ± 0 , 2 0 0,75±0,20 1 , 1 0 ± 0 20 0,30 - 0,50 0,60 - 0.90 0,80 - 1,20 1,00 - 1,30 1.20 1,70 1,00 1.30

»

»

0,60 0,90 0,80-1,10 0,80-1,10

0,80-1,10 1,10 1,40 1,20-1,50 1,30-1,50 1,10-1.40 1,30-1,60

3,25-3,75 3,25-3,75

1,65-2,00

0,40-0,60 0,40-0.60 0,70-1,00

0,12 0,16 0,80-1,10 0,16-0,22 0.80-1.10 0,16-0,22 0,40-0.80 0,13-0,18

Ph

»

»

0,40-0,70

0,12-0 16 0,13-0,18 0,17-0.22

Va

»

»

0,11-0,18

Mo

N

1,30 1,60 0,30-0,60 »

0,15-0,25 0.35-0,45 0,10-0,20

0,06-0,13

Ni

O

<

U C 10 C 15 15 C 3 16 M C 5 20 M C 5 14 C N 5 19 C N 5 19 C N 87 16 C N D 88

1

c

»

0.15-0,25 0,14 0,20-0.30 0,10-0,20 »

0,10-0,16 0,12-0,18 0.13-0.17 0Í17-0.22 0,14-0 19 0,18-0 23 0,17-0 23 0,17-0,22 0,20-0,25

1

>

»

0,19-0,25 0.10-0,17

S

»

M

0,11-0,18

C

0,30-0,60

> >

0,06-0,13

ACEROS I

(Estados Unidos)

E

D Stc 1061 Stc 1661 C 22 EN 15 ECN 25 ECN 35 ECN 45 EC 30 EC 60 EC M o 80 EC M o 100 EC 8 0 EC 100 EC M o 2 0 0 2 0 M o Cr 5 22 M n Cr 6

P Cr

A

LOS

X X X I I I

M

Si S

1010 1015 1025 1315 2315 2320 2512 2515 3115 3215 3220 3312 3325 3415 4115 4615 4620 4640 4815 5115 5120 6115 6120

o

DE

(Italia)

<0,35 0,60-0,90

»

0.80-1,10 1,10-1,50 1.00-1,30 1,00 1,30

1.80-2,20 1,80-2,20

»

0,90-1.10 0.90-1,10 1501.80 1,70-2,10

>

0,20-0,30

»

>

Aceros de cementación de uso normal en Estados Unidos, Alemania e Italia.

CAP. X I I I .

CEMENTACIÓN ( i l ) .

325

En la tabla X X X I V se señalan las profundidades de capa cementada obtenidas por Houdremont y Schräder, al cementar diversos aceros aleados. TABLA X X X I V

T TT XT TT TT? A P T A V T>TTT. -L lijJN i_j X It A t j I U i l JJ Iiil-i

Elemento aleado %

CARBONO EN mm.

850°

Contenido en carbono en la periferia

910"

850° 10 horas

60 horas

0,85

0,97

10 lioras

60 horas

10 horas

60 horas

0,3 Mn

1,5

4,9

3,5

8,6

1,0 M n

4,8

2,8

7,5

2,0 Mil

1,4 1,5

4,75

2,3

6,6

1,0 Ni

1,4

5,5

3,0 Ni

1,5

6,0

4,5 Ni

1,5

4,7

1,0 Cr

2,0

5,5

3,8

9,3

2,0

1,72

1,5 Cr

2,4

6,2

4,0

8,3

2,6

2,08

3,0 Cr

2,0

5,6

3,1

7,0

1,62

1,42

3,8

8,9

1,02

1,04

1,5 "W

1,1 1,0

5,2 5,0

8,5

1,26

1,16

3,0 W

1,0

4,6

4,1 3,6

8,2

0,83

1,12

0,5 W

'

0,5 M o

5,5

8,8

0,8

0,95

0,77

0,93

1,5 M o -

4,8

8,0

0,5 Va

5,0

9,5

0,90

1,0

1,0 Va

4,4

9,3

0,93

1,02

1,0 A l

1,0

5,1

3,4

8,7

0,85

1,02

2,0 A l

0,9

4,5

3,0

8,1

0,80

1,03

Penetración y porcentajes (le carbono, obtenidos al cementar a 850° y 910" durante diez v sesenta horas diversos aceros aleados.

I N F L U E N C I A D E L O S ELEMENTOS D E ALEACIÓN EN LA S I T U A C I Ó N

DE

puntos críticos de los aceros al carbono de cementación se pueden conocer con bastante aproximación con ayuda del clásico diagrama hierro-carbono, estudiado en el capítulo I. En los aceros aleados es, en cambio, más difícil esa determinación, porque los elementos de aleación modifican los puntos críticos, elevándolos en unos casos y haciéndolos descender en otros. LOS P U N T O S C R Í T I C O S . — L o s

El Ni y Mn bajan los puntos críticos y los demás elementos especiales, Cr, Mo, V a , W , etc., los elevan.

326

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

Las temperaturas Ac 3 , A c s a y A c 3 2 ] de diversos aceros, quedan señaladas en la figura 310 por las líneas A D , A ' D ' , etc. La línea A ' D ' corresponde a los aceros de 5 % de Ni ; la A " D " a los aceros cromo-níquel medios, y la A " ' D " ' a los aceros cromomolibdeno y cromo-vanadio con 1 % de Cr. Las temperaturas críticas de un acero al carbono de 0,12 % de C, son : A c 1 = 732° y

Figura 310 Temperaturas críticas de diversos aceros al carbono y aleados.

3 8 7 0 ° . Las de un acero cromo-níquel de 0,10 % de C, 0,o0 % de Cr y 3 % de Ni, son : A c a l l ó " y Ac 3 =.790°, y las de un acero cromo-molibdeno de 0,12 % de C, 1 % de Cr y 0,20 % de Mo, son : Acr=,7.7.5° y Ac 3 '=875°. Por lo tanto, las temperaturas de cementación serán : Acero al carbono

900-950°

Acero cromo-níquel Acero cromo-molibdeno

850-900° ...

...

900-950°

CAP. X I I I .

327


Las temperaturas de tratamiento que se emplean para él primer temple (temple del corazón) suelen ser S° a 25° más elevadas que el punto AC 3 , y para el segundo (temple de la periferia), de 35° a 55° más elevadas que el punto A c , . En los ejemplos anteriores esas temperaturas son : Acero al carbono : Temple del corazón, 890°; periferia, 780°. Acero cromo-níquel : Temple del corazón, 825° ; periferia, 760°. Acero cromo-molibdeno : Corazón, 890°; periferia, 825°. I N F L U E N C I A D E L O S E L E M E N T O S D E A L E A C I Ó N EN LAS

CARACTERÍSTI-

CAS MECÁNICAS.—El níquel mejora la tenacidad de los aceros de cementación, obteniéndose para una determinada resistencia mejores alargamientos y residencias que en los aceros ordinarios. Evita el crecimiento del grano y es suficiente, en general, dar a los aceros ál níquel después de la cementación un solo temple. El cromo aumenta la resistencia y dureza de la capa cementada, favorece la formación de carburos y mejora la resistencia al desgaste de las piezas. Con la adición del cromo y níquel se obtienen excelentes características. C o m o el níquel meFigura ,311 jora la tenacidad, y el cromo auInstalación de hornos para cementar con menta la dureza y la resistencia sales, calentados con fuel-oil. al desgaste, y ambos aumentan la resistencia del corazón, se comprende las ventajas de su acción combinada y la gran aceptación que han tenido estos aceros. Las dificultades de abastecimientos ocasionadas por las últimas guerras, han obligado a fabricar en diversas épocas numerosos tipos de aceros de pobre aleación, sin níquel. Entre ellos, están los aceros al cromo-molibdeno que tienen la ventaja de • ser relativamente baratos y de que la capa cementada a igualdad de tratamientos y condiciones es más profunda y dura. Por tener los puntos críticos más elevados, los tratamientos térmicos son en cambio

328

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

L O S ACEROS I

más difíciles. Estos aceros presentan una marcada tendencia a formar carburos en la superficie cementada. Los aceros cromo-manganeso también han sido bastante utilizados en años de escasez. Se cementan también más rápidamente q u e los aceros cromo-níquel, pero los tratamientos térmicos son lambién bastante difíciles. Los aceros con 0,8 a 1,5 % de manganeso suelen ser relativamente frágiles y tienen tendencia a formar grano grueso, por lo que se recomienda darles el doble temple. 117.

Elección del tipo de acero más

conveniente

Para la elección de los aceros de cementación, hay que tener en cuenta dos circunstancias principales: 1. a Deformaciones y tolerancias que se pueden aceptar en las piezas después, de la cementación, determinando ele acuerdo con ello si el temple se ha de efectuar en agua o aceite, y 2. a Resistencia que debe tener el núcleo central. A m b a s condiciones servirán para fijar el contenido en carbono, los elementos de aleación y el tamaño de grano, del acero que se ha de emplear. Cuando se trata de piezas delgadas o de forma complicad i en las que se temen deformaciones, habrá que templar en aceite. Cuando las piezas deben conservar las formas y perfiles como en el caso de engranajes, levas, etc.,el enfriamiento deberá ser lento y será necesario en general templar también en aceite. Cuando las deformaciones tienen, en cambio, poca importancia o las piezas.son pequeñas y sencillas, se podrá templar eri agua. Las velocidades que se pueden conseguir al enfriar las piezas en el medio que se considere adecuado, nos servirán para fijar los elementos de aleación que debe de poseer el acero. Si el enfriamiento debe ser lento y se hace en aceite, habrá que elegir aceros aleados, cromo-níquel, cromo-molibdeno, etc., para conseguir en la periferia la dureza suficiente. Si las piezas son de gran'espesor, habrá que elegir aceros de triple aleación, cromo-níquel-molibdeno de gran poder templante. Si el enfriamiento es rápido, y se hace en agua y las piezas son pequeñas, se podrá elegir un acero al carbono o de baja aleación. La resistencia que se desea alcanzar en el corazón, sirve para fijar con más exactitud la composición del acero que se ha de emplear. De acuerdo con los elementos de aleación que se han considerado necesarios para la periferia, se fijará el contenido en carbono que deberá tener el acero para alcanzar en el interior de la pieza, la resistencia deseada.

CAP. X I I I .

329


El tamaño de grano, que en los aceros de cementación tiene gran importancia, se fijará de acuerdo con los tratamientos que se quieran dar a las piezas. En general, son preferidos los aceros de grano fino, pues con ellos los tratamientos siempre son más sencillos que con los ele grano grueso. La profundidad de capa cementada que se consigue, con los aceros de grano fino es en cambio un poco menor que en los de grano grueso y la dureza también suele ser un poco inferior. De acuerdo con el tamaño de grano, los aceros se clasifican con números desde el 1 al 8, correspondiendo los números menores a los de grano, grueso y los mayores a los de grano fino. En los aceros de grano fino núm. 6, 7 y 8, no aumentan sensiblemente el tamaño de los cristales después de la cementación y

% de N ¡

0

1,07 Gruño arueso

2,10 ' Figura

3,12

4,91 &™"0

tino

312

Aspecto de la fractura de varios aceros de diversos contenidos en níquel. Todos ellos fueron primero cementados y luego templados a 760° en aceite. (Revue da Nickel.)

basta, en general, con dar a las piezas un solo temple. A los aceros de grano grueso 1, 2 y 3, es necesario, en cambio, darles el doble tratamiento de regeneración, porque los cristales crecen durante la cementación exageradamente. Los aceros con tamaño de grano intermedio, números 4 y 5, sufrirán uno o dos temples según la duración de la cementación y la utilización de las piezas.

TRATAMIENTOS

330

118.

Características

TÉRMICOS

mecánicas

de

DE

la

LOS

ACEROS I

capa

cementada

Las características de la capa cementada, son casi siempre independientes de las del núcleo. Generalmente, interesa que la dureza superficial sea superior a 60 Rockwell-C, aunque para algunas piezas que sufren poco rozamiento, son suficientes durezas comprendidas entre 52 y 60 Rockwell-C. Se consideran durezas muy buenas las mayores de 64 R o c k well-C, buenas las comprendidas entre 62 y 64 Rockwell-C y aceptables entre 60 y 62 Rockwell-C. En piezas pequeñas estas durezas se consiguen lo mismo con los aceros al carbono (templados en agua) que con los aceros aleados (templados en aceite), siendo ventajosa la utilización de estos últimos, porque al templar en aceite disminuyen las deformaciones y se obtiene una gran uniformidad en los resultados. Con los aceros aleados con cromo y molibdeno, se obtienen durezas ligeramente superiores a las que se consiguen con otros aceros y mayor resistencia al desgaste, debido a la formación de carburos en la z o n a ' p e riférica. Para comprobar la dureza de la capa cementada, además de las máquinas de .dureza Rockwell y Vickers, es muy útil el uso de la lima, que, empleada con precaución y cuidado, rinde muy buenos servicios. Utilizando una lima fina y limpia, se puede distinguir las piezas que tienen una dureza inferior a 60 Rockwell-C, oue son rayadas con la lima, de las de mayor dureza que no son rayadas. Empleando este procedimiento, se puede controlar rápida y eficazmente, la marcha de la fabricación de piezas que por su forma complicada, no pueden ser ensayadas con las máquinas de dureza ordinarias. 119.

Medida

del espesor de la capa

cementada

Para conocer en los procesos de cementación, la penetración del carbono, se pueden emplear varios procedimientos. El más sencillo consiste en cementar junto con las piezas, dos o tres varillas, del mismo material, de 6 a 12 mm. de diámetro. Después de cementadas se templan a 800" en agua y se rompen, pudienelo observarse en la fractura una capa periférica dura, que presenta un grano mucho más fino que el núcleo central y que señala con bastante aproximación la penetración del carbono. Al mismo tiempo se puede conocer si ha crecido o no el grano del núcleo central durante la cementación.

CAP.

XIII.

331

CEMENTACIÓN (il).

Otro método consiste en cortar las varillas después de cementadas, pulir las secciones transversales y atacarlas durante treinta segundos con ácido nítrico al 25 % . Las zonas cementadas se ennegrecen y se puede medir con más precisión que en el caso anterior el espesor de esas zona's, que tienen un contenido en carbono superior a 0,50 % . • El examen microscópico sirve para estudiar con gran claridad el avance de 1a cementación. Un procedimiento muy empleado, consiste en cortar antes del temple las piezas o probetas cementadas, rectificando y puliendo luego la sección transversal. Se ataca con Nital-5 v se mide el espesor del anillo periférico de color negro, que

i hora

2 horas

4 horaa

ó horas

Figura 313

x35 Microestructuras obtenidas al cementar a 930" un acero de 0.16 % de C, con sales (Durferrit.)

corresponde a la capa cementada, con un microscopio de retícula graduada de 10 a 50 aumentos. Las estructuras recocidas de los aceros cementados, que son de tipo perlítico, son las que dan mejor idea del proceso y son también las más claras y más fáciles de observar. Para estudiar el avance de la cementación, basta en general con emplear 100 aumentos. El análisis químico da también una idea muy exacta de la operación. Para realizarlo, conviene utilizar unos cilindros del acero

332

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

c¡ue se quiere estudiar, de 15 a 20 mra. de diámetro y 100 a 200 mm. de longitud, que después de cementados con el resto de las piezas, son torneados con ligeras pasadas de 1/10 de mm. Recogiendo y analizando la viruta de cada uno de los escalones, se conoce perfectamente la distribución del carbono en el acero. Finalmente, la medición de la dureza superficial y luego la de diferentes zonas en el interior, sirve para conocer la profundidad de la capa dura. Este ensayo se hace cementando y templando una varilla cilindrica de .100 mm. de longitud y de 10 a 30 mm. de diámetro, a la que se hace un rectificado ligeramente cónico, de forma que en uno de los extremos se conserve el diámetro inicial, y en el otro desaparezca completamente la capa cementada. Se hacen durezas a todo lo largo de dos o tres generatrices, y se anotan los resultados. Se observará que la dureza varía de un extremo a otro, existiendo una zona de máxima dureza, en la que los resultados son casi constantes. El espesor de esa zona señala la profundidad de la capa dura. Siempre que se hagan estos ensayos, debe señalarse el tipo de máquina y la carga empleada, pues los resultados varían bastante de unos casos a otros. Cuando se mide la dureza de capas cementadas de 0,2 mm. de espesor, no conviene que la carga pase de 10 kilogramos, y para una profundidad de 0,4 mm., la carga no deberá pasar de 30 K g s . 120.

Determinación capa

de

los

esfuerzos

a

que

está

sometida

l¡a

cementada

El espesor de la capa cementada más conveniente en cada caso, varía mucho de unas piezas a otras y depende de las dimensiones, forma y condiciones de trabajo, variando desde dos o tres décimas de milímetro hasta varios centímetros. En la mayoría de las piezas de automovilismo, maquinaria, aviación, etc., se usan espesores de 0,5 a 1,5 mm. El espesor de capa cementada se fija todavía en !a actualidad, en casi todos los casos empíricamente, tomando como base la experiencia de otras fabricaciones anteriores. Entre los estudios que se han hecho recientemente sobre las reparticiones de esfuerzos en las piezas cementadas destacan los realizados por W o o d v i n e , que ha ideado un método muy ingenioso para determinar, en función de los esfuerzos" a que están sometidas las piezas, el espesor que debe tener la capa cementada. Basa su teoría, en que los esfuerzos que se desarrollan en las diferentes fibras de las piezas durante el trabajo que deben soportar son pro-

CAP. X I I I .

333


porcionales a las distancias de cada una de ellas al eje neutro. Indica también que en la mayoría de las piezas cementadas la zona más débil se encuentra justo debajo de la capa cementada. Si las piezas son pequeñas y la profundidad de cementación es relativamente grande con relación al espesor de las piezas, no hay dificultades. Pero en el caso de que las piezas sean de bástante

•

Copa

cemínlada

1,5*"«

Figura 314 Diagramas de esfuerzos, correspondientes a dos p i e z a s cementadas, diámetro, sometidas a flexión.

de 24 y 6 mm.

de

espesor, hay que estudiar la profundidad de la capa cementada y la resistencia del núcleo para evitar que las tensiones sean superiores a la resistencia del material y se rompa la pieza en esa zona débil. La figura 314, muestra la repartición de esfuerzos en dos piezas cementadas ; una correctamente calculada, y la otra con poco espesor de capa o poca resistencia en el núcleo. Considerando que después de terminadas las piezas han quedado con una resistencia de 215 K g / m m 2 , en la periferia,, y 90 K g / m m 2 en el núcleo, las tensiones máximas que pueden soportar los diferentes puntos de las piezas vienen señalados por las abscisas de las zonas A B C D E O v A ' B ' C ' D ' E ' O ' . Si las piezas trabajan a flexión y e'Stán^ sometidas a cargas que originen tensiones en la periferia de 150 K g / m m 2 ,

334


D E LOS A C E R O S I

ia repartición de tensiones se hará linealmente de la periferia al centro ( A M O v A ' H ' O ' ) , pucliendo apreciarse que en el redondo de 24 mm., hay una zona ( D P N ) justo debajo de la capa cementada, en la que las tensiones originadas, son superiores a 1a resistencia del material, y por lo tanto, éste se romperá. En la pieza pequeña, en cambio, al ser en todos los puntos las tensiones inferiores a la resistencia del material, no hay peligro de rotura. En la pieza de 24 mm. las abscisas de la zona rayada represen-tan las tensiones máximas que es capaz de soportar la pieza, y en la pequeña, el triángulo rayado representa la repartición de esfuerzos, cuando actúa una carga que origina una tensión en la periferia de 150 K g / m m 2 . En la práctica, los esfuerzos a que están sometidas las piezas, difieren de los teóricos calculados por el método que acabamos de citar, debido a las tensiones que se crean en las piezas después de los temples que siguen a la cementación. Esas tensiones residuales actúan en algunas zonas en el mismo sentido que las que se desarrollan por efecto del trabajo normal de la pieza, y en otras actúan en sentido contrario. También puede ocurrir, en algunas piezas, en que las superficies deben soportar fuertes presiones, que aun siendo la capa exterior muy dura, si tiene poco espesor, aplaste al material del núcleo que tiene poca resistencia y se rompa y salte la capa periférica. En la industria del automóvil las presiones máximas itidas, sobre la periferia de piezas cementadas de cierta responsabilidad, varían de 125 a 150 K g / m m 2 . Para conocer el grado de tenacidad ele la capa cementada, algunas veces se suele Someter a las piezas cementadas al ensayo Brinell, y luego se observa el efecto que ha causado. Cuando la capa periférica es frágil, se agrieta o salta, y cuando es tenaz permanece bien adherida, observándose nada más la huella correspondiente. 121.

Características

mecánicas

del

núcleo

central

En el interior de las piezas cementadas, la resistencia del núcleo suele variar desde 45 a 140 Kg7mm 2 . o/

Utilizando aceros sin aleación de 0,10 a 0,15 % de carbono y dando después de la cementación el doble tratamiento (primer temple a 925° y 2° temple a 780°), se obtienen en el núcleo ele las piezas cementadas las siguientes características : R = 45 a 85 K g / m m 2 ,

A.= 25 a 15 ,%,

P .=

30 a 15 K g m / c m 2

CAP.

XIII.

335

CEMENTACIÓN (il).

Dando después de la cementación un solo temple a 925V se o b tiene en el núcleo : R = 5.5 a 90 K g / m m 2 ,

--A = 20 a 12 % , Dureza

Dureza

Copo cam enVo¿a

a^TWI

4 j

i

y

n+ada

700

A%; PKqrr/cm'

R

80

70

70

00

60

P0 40 30

r

60

A0 20 0

t_ii

60 Í.0 10 0 |n / vm 80

p = 25 a 10 K g m / c m 2

•x-V

iy

R

10

50

¿.0 1©

Núcteo .enVrol

20

Núcleo cen+ral

Figura 315

Figura 316

Pseudo-cementación a 925° durante ' ocho horas y temple posterior en agua a las temperaturas que se indican.

Pseudo-cementación a 925° durante ocho horas ; primer temple a S25° en agua, y segundo temple en agua a las temperaturas que se indican.

Características que se obtienen después de la pseudo-cementación en las piezas de acero al carbono de grano grueso, de 0,12 % de C y 0,31 % de Mn, modificando las temperaturas de temple.

En los aceros al carbono de grano grueso, con un solo temple a 280° después de la oementación, se obtiene : R = 4 5 a 85 K g / m m 2 ,

A=18 a 5 %,

o'=10 a 5 K g m / c m 2

Si el acero es de grano fino, con un solo temple a 780° las características que se obtienen son aproximadamente las mismas que las señaladas anteriormente para el doble tratamiento. Estudiando esos resultados, se observa que. dando a los aceros de o-rano grueso después de la cementación un solo temple a baja -temperatura, el alargamiento y sobre todo la resilienda del núcleo son muy bajos. En estos aceros, cuando interesa gran tenacidad, es necesario darles el doble temple, pues es la única forma de obtener unas características aceptables. Para conocer las características que se obtienen en el coraron de las piezas cementadas, se someten a las probetas de acero a una

336

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

pseudo-cementación o cementación en blanco, que consiste en dar al acero un tratamiento idéntico en cuanto a temperaturas y tiempos, al que sufren las piezas cementadas, pero sin utilizar ninguna maResi&l-onaa y límite elástico K^mm1 — 130 .

120

Alargamiento % y Re sili encía Kgnyfcm1

«

130 120

11 0

"-1

110

100

\

<90

¡£r

.Resili ¡nciti

20

100

IS

90

mm Í0 4 "F arqa pris nt0 5

SO

70

:

y

Ia la -q 3n-u

70 0.10

% de corbona

2

20 >Y\ Ó: R Gilíie -ic a 13

60

0,20

0,10

Alargamiento 7. u Resilisncia Kgm/crr1'

R esistendo y iími4 límite elástico K^ínn-i nm1

0,1,5

0,20

Figura 31S

Aceros de 5 % de níquel.

Aceros de 0,65 % de Cr y 1,25 % de Ni.

Itymm1

A l arcjQmienfo Resiliencia Kgrn/cm^

130

R'aii stsncia y límite elástico

5

% de carbono

Figura 317

R caifilen ci cr y 1 ím ite el ó aiico

10

Alarqamienlo % y Resiliencia K^m^cm2

120

120

Jjí

110

OÍ

100 90 SO

10

70 0,10

0. (5

0,20

%ds carbono

Figura 319 Aceros de 0,50 % de Cr y 3,5 de Ni.

20

R«.silie nc>a 1£

0,10

Alarq 3 r rlíf n r o 3 f | 0,15 i 0,20 % de corbona Figura 320

Aceros de 0,50 % de Cr, 1,75 % de Ni y 0,25 % de Me.

Características que se obtienen en el núcleo central de diversos aceros aleados de contenido en carbono variable (0,10 a 0,20 %) de grano fino. Cementados a 925° y templados directamente en aceite desde la temperatura de cementación y luego revenidos a 150°,

teria cementante. De esta forma los resultados que se obtienen, son idénticos a los que corresponden al corazón de las piezas después del tratamiento real.

CAP.

XIII.—CEMENTACIÓN

337

(il)

En las figuras 315 y 316 se pueden ver los resultados que. hemos obtenido con diversas barras de 25 mm. de diámetro de un acero al carbono, de grano grueso, que han sufrido durante ocho horas una pseudo-cementación a 925'° y luego han sido templadas a diferentes temperaturas. Los ensayos de la figura 315 se han efectuado sin regenerar el grano, y los de la figura 316, habiéndolo "regenerado. Las características que se obtienen con diversos aceros aleados de grano fino, cuando se templan directamente, en aceite después, de la cementación, se resumen en las figuras 317 a 320. Claramente se ve la gran carbono en las características acero de 0,65 % de Cr y 1,25 obtienen, después del temple ticas : R=100

Kg/mm2,

influencia que ejerce el contenido de mecánicas. Así, por ejemplo, con un % de Ni, con 0,13 % de carbono, se desde 925°, las siguientes caracterís-

A = 14 % ,

p*=15 K g m / c n r

y con 0,20 % de carbono y los mismos porcentajes de cromo y níquel, se obtienen : R = 136 K g / m m - ,

.A'= 11 % ,

TABLA

TBATAMIENTO

l.er 2 10

Temple a 815° en aceite Temple a 730° en aceite

i.er

Temple a 815° en aceite Temple a 730° en agua

I. 01 ' Temple a 830° en aceite 2O ' T e m p l e a 760° en aceite i.er 2.°

2."

Temple a 830° en aceite Temple a 760° en agua

p=8,5 Kgm/cm2

X X X V

R

Kg/mm3.

91 '

A

%

P Kghilcms.

16

17

100'

14

15

119

11

13

121

9

9

C a r a c t e r í s t i c a s q u e se o b t i e n e n d e s p u é s d e una p s e u d o - c e m e n t a c i ó n a 925" d u r a n t e 8 h o r a s

con

un

a c e r o d e : C = 0 . 1 5 ° / 0 , M n = 0 , 5 0 ° / 0 y N í = 5 % , m o d i f i c a n d o las c o n d i c i o n e s d e t r a t a m i e n t o .

En la tabla X X X V , se dan las características obtenidas al dar diferentes tratamientos después de la pseudo-cementación, a un acero de C = 0 , 1 5 % ; Mn = 0,50 % y Ni = 5 '%. Estudiando los resultados obtenidos, se comprende la diversidad de características que se

338

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS I

pueden conseguir en el núcleo de las piezas.cementadas fabricadas con ese acero, modificando las temperaturas de temple y el medio de enfriamiento. Cementando las piezas y dándoles después, el primer temple a 815° en aceite y luego el segundo a 730°, también en aceite, se obtiene en el núcleo 91 K g / m m 2 de resistencia, y efectuando el mismo tratamiento, pero enfriando después del segundo temple en agua, se obtienen en el núcleo 100 K g / m m 2 . Efectuando después de la cementación el primer temple a 830° en aceite y el segundo a 760° si se enfría en aceite, se obtienen en el corazón 119 K g / m m 2 de resistencia, y al hacerlo en agua se consiguen 121 K g / m m 2 . En general, cuando los aceros son de grano fino y el último temple se verifica a temperaturas comprendidas entre A c x y Ac 3 , en el núcleo central se obtienen características perfectamente aceptables, a pesar de tratarse de un temple imperfecto. Con aceros de grano fino, cuando el interés fundamental ,es que, además de gran dureza' en la periferia, las piezas tengan gran tenacidad, se templarán a temperaturas ligeramente superiores a A c , Si interesa en cambio gran dureza superficial y elevada resistencia en el núcleo, habrá que hacer el temple a temperaturas ligeramente superiores a A c 3 . En la tabla X X X V I , damos las características obtenidas con un acero cromo-níquel de 0,11 % de C, 0,68 % de Cr, y 3,05 % de Ni, de grano fino (tamaño de grano, 7-8), templado después de la cementación a diversas temperaturas en aceite.

TABLA

Ten\perat ara de temple

X X X V I

Periferia dureza Rock'well-C

NUCLEO

R

A

Kg/mm?*

745° <Í70°

62-65 62-64

106

800°

61-64

109

61-63

110

825°

CENTRAL

SO

•p o

Kgin/cm2. 16

9,5 9 8,5

23

12

10 9,5

Características que se obtienen en la periferia y en el núcleo central de un acero cromoníquel cementado, modificando las temperaturas de temple.

Todas estas características son, en general, aceptables, y se recomienda el 'temple a '745°' cuando intérese .gran tenacidad ( P = 23

CAP.

XIII.

CEMENTACIÓN

(il).

339

K g m / c m 2 ) y el temple a 825D cuando se necesite gran resistencia (R • =110 K g / m m 2 ) . Al dar a las piezas después de la cementación un solo temple, liemos encontrado algunas veces, empleando aceros aleados de grano dúplex (nú-msV8 y 3), un mínimo en la resiliencia en la zona-de 725° a 750°, muy similar ál de la figura 315, aunque menos marcado. Dureza Rockwell c 60

¿.0

Durtfm Rockwell c r

60

L0

20

Copa cemen+ado

0 ¡q/mji R.

11 o 100 90 so 70

60

\% \ s* %/

R

\j / \V t j A'700

Núcleo cen+rul C0O 900

—J

20

Zapo cemtnfedo

0 110

1 I

100

"*

R

.

90

ao

\

/R \

.1J /

A r

70

60

A%; PKqro/cm*

1 », ;

700

f

—

Núcleo cenfra 1

aoo

900

Figura 321

.Figura 322

Pseudo-cemcntación a 925'' durante, ocho ' horas y temple, en aceite a las temperaturas que se "indican, de un acero de

Pseudo-celnentación a 925" durante ocho horas y temple en agua a las temperaturas que se indican, de un acero de

C. = 0,11 %, Cr = 0,ñS % y Ni = 3,05 %.

C —0,13 %, C r = 1,05 % y Mo = 0,19 %.

Características que se obtienen después de la pseudo-cementación en las piezas 'de acero cromo-níquel y de acero cromo-molibdeno de grano fino, modificando las temperaturas de temple.

Esta fragilidad anormal puede 'ser debida a que después de la cementación existen en estos aceros un cierto porcentaje de granos gruesos, cuyo tamaño no se.modifica cuando el temple se verificaa temperaturas ligeramente superiores ;t A q y se regeneran en cambio cuando el temple se hace a temperaturas más elevadas inferiores al punto A c 3 , pero relativamente próximas a é). Por esta circunstancia creemos recomendable, en el caso de que se dé un solo temple a las piezas cementadas, utilizar temperaturas superiores por lo menos en 50° ó .60° al punto A c ^ para evitar esa zona, en la que a veces se obtienen bajas resiüencias. Antes ele terminar citaremos otros ejemplos, en los que también se aprecian perfectamente las variaciones que experimenta la resistencia del núcleo aí variar, las temperaturas de temple.

T R A T A M I E N T O S T É R M I C O S DE L O S A C E R O S I

340

Las composiciones y temperaturas críticas de los aceros empleados en estos ensayos, son las siguientes : C=0,17 % ; C=0,10 % ;

A.

B C.

C=0,17

% ;

C = 0,22 % ;

D.

Cr=0,47 Cr=l,45 Cr = 0,12 Cr—0,52

Ni = 1,75 Ni = 3,28 Ni = 1,86 Ni = 0,48

%; %; %; % •

= 734°; = 734° = 740" ; AC Ae t = 748° ;

%; % • %; %;

Ac x

AC3

Ac x

AC3

1

AC3 AC3

= 803" = 807° = 809° = 827°

Se efectuaron tres clases de tratamientos : 1.° Cementación a 925°, temple directo en aceite. 2.° Cementación a 925°, enfriamiento lento en la caja. T e m p l e a 815° en aceite los aceros A , B y C, y a 840° el acero D . 3.° Cementación a 925°, enfriamiento lento en la caja. Primer temple a 815° en aceite el A y B, y a 835°' el C y D . S e g u n d o temple a 7850 en aceite el A y B, y a 800° el C y D . Después del último temple la mitad de las probetas fueron revenidas a 150° y la otra mitad a 230°. L o s resultados obtenidos al ensayar los aceros después de esos tratamientos, se detallan en la tabla X X X V I I . TABLA X X X V I I R e v e n i d o a 150° ( M á x i m a d u r e z a de la capa cementada)

Clase T R A T A M I E N T O

de acero

R Kg/mm z

1.° A

B

C

D

Temple directo Temple sobre AC 3 ...

3.°

Doble

..

temple

A

%

R e v e n i d o a 230° (Máxima tenacidad del corazón con dureza aceptable en la periferia) R

A

Kgm/cm 2

Kg/mm 2

°/o

p

P

Kgm/cm 2

125

12

7

124,5

12,5

8

91

15

14

90

15,5

15

91

18

13,2

90

18

14,5

1.'°

Temple directo

126

12

125,5

12

2.°

Temple sobre AC3

125

12,5

11

125

12,5

11

3.°

Doble

124

13

12

123

12,5

12,5

101

temple

9,5

9,5

1.°

Temple directo

103

13,5

9,5

13

1.0

2.°

Temple sobre AC3

90

14,2

13,5

88,5

15

14

3.°

Doble

90

17,5

16,2

88

18

18

temple

1.°

Temple directo

2.«

Temple sobre Ac 3 ..

3.°

Doble

temple

..

144

10

6,5

142

135

9

7

133,5

100

12

9

97

10,5

6,5

9

7,5

14

10,5

Características que se obtienen en el corazón de barras de 25 mm. de diámetro cementadas, con Cuatro aceros diferentes, modificando ios tratamientos térmicos.

CAP.

122.

Diferentes piezas

XIII.

CEMENTACIÓN

clases de t r a t a m i e n t o s

341

(il).

que

se p u e d e n

dar a

las

cementadas

Según la clase de acero y el destino de las piezas que se van a cementar, se pueden utilizar muchas clases de tratamientos. , En cada caso, la elección de uno u otro tratamiento, dependerá de su tamaño de grano, o sea de la tendencia del acero a adquirir una estructura grosera durante la cementación y de las características que se quieran conseguir en el corazón y en la periferia de las piezas. A continuación describiremos los más utilizados, señalando sus ventajas e inconvenientes y los casos en que conviene emplearlos. En la figura 323 se representa esquemáticamente cada uno de ellos. 1.°

CEMENTACIÓN,

TEMPLE

DIRECTO

DESDE

LA

TEMPERATURA

DE

tratamiento se da generalmente cuando se cementa en baño de sales o en atmósfera carburante, y raramente cuando se cementa en cajas. Se recomienda para las piezas de poca responsabilidad y para cementaciones ligeras de 0,2 a 0,6 mm. de espesor, en las que la tenacidad del núcleo no tiene mucha importancia. Conviene utilizar aceros de baja aleación o al carbono, ele grano fino, no siendo recomendable emplear aceros de alta aleación, porque como el temple se hace desde muy alta temperatura (exageradamente -elevada para la periferia), hay peligro de que quede la capa cementada con mucha austenita residual sin transformar. CEMENTACIÓN Y REVENIDO F I N A L . — E s t e

Con aceros de grano grueso, el corazón quedará frágil, porque después de la cementación los granos habrán crecido exageradamente, y templando directamente desde 1a temperatura de cementación no se regenera el grano. Con este tratamiento las deformaciones son muy pequeñas y se obtiene gran dureza en el corazón y en la periferia, pero hay peligro de que ambas zonas queden frágiles. 2.°

CEMENTACIÓN,

ENFRIAMIENTO LENTO, TEMPLE A

TEMPERATURA

tratamiento se puede emplear con éxito cuando se usan aceros de alta aleación, que son generalmente de grano fino y no necesitan regenerar e1 corazón. Así se obtiene la máxima tenacidad del corazón, cuya resistencia será un poco inferior a la máxima que se obtiene templando a más alta temperatura. Si se utiliza este tratamiento para aceros de grano grueso, la periferia quedará con buenas características, pero el corazón quedará INTERMEDIA ENTRE A C ,

Y AC,

Y REVENIDO F I N A L . — E s t e

342

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE LOS

ACEROS I

bastante frágil por no haber sido regenerado. Con este tratamiento hay p o c o peligro de deformaciones. 3.°

CEMENTACIÓN,

ENFRIAMIENTO, LENTO,

TEMPLE A

TEMPERATURA

este tratamiento se obtiene la máxima resistencia en el núcleo. La tenacidad del corazón será buena, pues aunque haya crecido el grano durante la cementación, se afinará por haber sido calentado el acero para él temple a temperatura ligeramente superior a A c 3 . En este tratamiento hay peligro de que la periferia quede con grano grosero LIGERAMENTE . S U P E R I O R

A

AC3

Y

REVENIDO

T«mp«roIuro d« c**i»nhacion

T«mp«ralura crilwa d«l riúclao (0.12% do C)

0,12

FINAL.—Con

mpos

0.9

Figura 323 E> Diferentes clases de tratamientos que se.pueden .dar a las piezas cementadas.

y sea frágil, porque ha sido templada desde muy alta temperatura. 1.a dureza de la capa cementada puede ser un poco baja por quedar algo de austen.ita residual .sin transformar, Este es el tratamiento que debe emplearse, con los aceros de media aleación y grano fino, siempre que se quiera conseguir la máxima resistencia en el corazón, como ocurre en algunas piezas empleadas en la industria aeronáutica, cíe automóviles, etc. 4.°

CEMENTACIÓN,

TURA LIGERAMENTE

ENFRIAMIENTO L E N T O ,

SUPERIOR-A

Ac3,

1 ,ER, TEMPLE A T E M P E R A -

2 . ° TEMPLE A T E M P E R A T U R A

LIGE-

Acj. Y R E V E N I D O FINAL.—Conviene emplear este tratamiento con los aceros al carbono y dé media aleación y, en'general, con todos los de grano grueso," en los que durante la cementación crece mucho el grano. Hastá hace poco' tiempo era el "tratamiento "más utilizado para piezas dé responsabilidad," pero hoy," al poderse fabricar aceros ele grano fino, se emplea en menos ocasiones. Empleándolo, la periferia quedará dura y tenaz, y el corazón, que con el segundo temple ha recibido un temple imperfecto, que-

RAMENTE

SUPERIOR

A

CAP.

XIII.

CEMENTACIÓN

(il).

343

dará con una resistencia ligeramente inferior a la máxima y ' m u y buena tenacidad. Este tratamiento se suele utilizar todavía en algunos talleres para aceros ele alta aleación en piezas de gran responsabilidad, cuando se teme que la cementación haya hecho crecer el grano del acero y se quiere utilizar un tratamiento que asegure en el corazón la máxima tenacidad. 5.'° AUSTEMPERXNG Y MARTEMPERING —Cuando se quiere reducir al mínimo las deformaciones ele las piezas cementadas,. el temple se hace, enfriando en sales fundidas en lugar de agua o aceite. Las durezas que se obtienen en. la periferia dependen de muchos factores como son : composición, tamaño de las piezas, temperatura del baño de sales, tiempo de permanencia en el mismo, etc. Las particularidades de. estos tratamientos se señalaron con gran detalle en el capítulo X . '23.

Protección de los zonas que no se desea endurecer

Cuando interesa que ciertas zonas de las'piezas queden blandas después ele. cementadas,, hay que evitar que absorban carbono durante la cementación. Para protegerlas de forma adecuada, se utilizan diversos procedimientos. Un método bastante empleado para impedir el total endurecimiento de.las piezas, consiste en dejar un exceso de material en las zonas que se quiere que.queden blandas, que luego.se elimina por mecanizado después de la cementación y antes del temple. Si la cementación se hace en cajas, se puede evitar el endurecimiento de las roscas u otras superficies fáciles de recubrir, protegiéndolas con varias capas de alambre de hierro, que se enrolla a su alrededor. De esta forma se dementará el alambre, sin que.penetre en cambio el carbono en el acero de la pieza. Cuando se trata de aguieros, se suelen rellenar con amianto o cementos especiales. El procedimiento que tiene más aceptación de todos, es el cobreado electrolítico. Se comienza pintando las superficies que se van a endurecer con cera, pinturas, lacas o resinas especiales. Entre 'as muchas pinturas que se suelen emplear, una qué da muy buenos resultados se prepara con los siguientes componentes : 100 100 25 ' 25 25

¡

gramos gramos gramos "gramos gramos

de ele ele de de

cera. trementina. pez. asfalto, y ' betún de Judea.

344

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE L O S

ACEROS I

Luego se desengrasan bien las piezas y a continuación se introducen en un baño de cobreado electrolítico, en el que se precipita una capa de cobre sobre las zonas sin pintar, que son las que deben quedar blandas, quedando sin cobrear las zonas protegidas Con pintura. Finalmente 'se colocan las piezas en las cajas de cementación y al elevarse la temperatura, se queman las capas protectoras de cera, laca, resina, etc., cementándose esas superficies, sin que penetre el carbono a través de las superficies protegidas por el cobre. El cobreado se suele hacer primero en medio básico para conseguir la máxima adherencia y luego en ácido, para aumentar el espesor de la capa. Antes del cobreado deben desengrasarse perfectamente las piezas, limpiándolas con gasolina o mejor todavía, si es posible, con vapor de tricloro-etileno. Algunas veces también se desengrasan electrolíticamente en un baño de cianuro doble de potasio v cobre, potasa cáustica y cianuro potásico, preparado con 40 grs. de cada una de esas sales en un litro de agua. Después de bien desengrasadas las piezas, se someten al cobreado básico con el que se consigue una.delgadísima capa de unos 0,06 mm. de espesor, de gran adherencia. Un baño muy utilizado para este tratamiento, cobreado, es el siguiente : . . Cianuro de cobre

23 grs. por litro

Cianuro de sodio

...

Carbonato sódico

46

» .

»

»

15

»

»

»

La temperatura del baño debe ser próxima a 25°. Se emplean tensiones de 2 a 4 voltios con intensidades de 0,5 a 1,5 amperes por decímetro cuadrado de superficie. La duración de la operación suele variar de 10 minutos a media hora. A continuación se efectúa el cobreado ácido con el que se consigue aumentar el espesor de la Capa dé cobre hasta unas 3 décimas de mm. mejorándose la protección que' impedirá qüe el carbono penetre al interior. La composición del baño suele ser : Sulfato de cobre ... Acido

sulfúrico

...

2-00 grs. por litro. 5

»

»

»

Se emplean tensiones de 2 a 4 voltios, intensidades de 1 a 3 amperes y la duración suele variar de 30 a 60 minutos.

CAPITULO

XIV

N I T R U R A C I O N

124. La nitruración es un procedimiento de endurecimiento superficial en el que por absorción de nitrógeno, se consiguen dureza1" extraordinarias en la periferia de las piezas de acero. Los objetos que se desea nitrurar son siempre templados y revenidos antes de la nitruración, para que el núcleo central quede con una resistencia elevada y sea capaz de resistir, durante el trabajo, las grandes presiones que le transmitirá la capa exterior dura. Las piezas después de templadas y revenidas se colocan en una caja cerrada, a través ele la cual se hace pasar durante toda la operación una corriente de amoníaco. T o d o el conjunto se introduce dentro de un horno, en el cual se mantiene una temperatura muy próxima a 500?. Al calentarse el amoníaco a esas temperaturas, se disocia, según la siguiente reacción: 2 N H , = 2 N + 3 H , , formándose nitrógeno naciente, que se combina con el aluminio, cromo, molibdeno v hierro de los aceros, formando nitruros en la capa periférica. Con procesos normales de 20 a 80 horas de duración, se obtienen capas nítruradas de espesores variables desde 0,20 a 0,70 mm. C o m o después de la nitruración, las piezas quedan ya duras superficialmente, no es necesario enfriarlas rápidamente desde elevada temperatura, después de estar completamente mecanizadas, como se hace en la cementación, evitándose por lo tanto las deformaciones que en esos enfriamientos se originan. Además la nitruración, no modifica las características que se han obtenido previamente en el núcleo por temple y revenido, siempre que éste último haya sido hecho a temperatura superior a 500°. Por ser la temperatura de nitruración relativamente baja, no hay aumento del tamaño ele grano y tampoco es necesario someter las piezas nitruradas a ningún tratamiento de regeneración posterior. Además con este tratamiento, Se pueden conseguir durezas muy superiores-a las que se obtienen en la cementación. La marcha normal de trabajo suele ser la siguiente : Las barras laminadas o las piezas en bruto de forja o estampa-

346

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE LOS

ACEROS I

ción, se mecanizan hasta que queden con un exceso de unos 2 mm. sobre las medidas finales. Se templan a la temperatura correspondiente y después se les da un revenido para conseguir en el núcleo la dureza o resistencia deseada. Luego se termina la mecanización cJc las piezas dejándolas casi exactamente a las medidas finales. Algunas veces se les da a continuación un tratamiento a 500°-600Q (temperatura inferior a la de revenido) para eliminar las tensiones de mecanizado, después se protegen las superficies que no se quiere endurecer y se desengrasan. Finalmente se realiza la nitruración, pudiéndose efectuar posteriormente un ligerísimo rectificado. 125.

V e n t a j a s de la

nitrura-

ción

Las propiedades más notables de las piezas nitruradas son : GRAN DUREZA. —Después de la nitruración, se consiguen durezas elevadísimaS que no se obtienen por otros procedimientos de endurecimiento superficial (fig. 324). Las piezas . nitruradas pueden quedar con durezas comprendidas entre 1.000 a 650 Vickers, según la composición del acero. Cuando interesa que la capa dura Figura o24 sea. de gran tenacidad, conviene utilizar aceros, que.desDurezas que se obti üie.i después de la nitrura ción en diversas clases de aceros. pués de la nitruración queden . . .. con durezas relativamente bajas (650 a 850 Vickers), porque las capas nitruradas de máxima dureza tienen menor tenacidad. G R A N R E S I S T E N C I A A LA C O R R O S I Ó N . — L O S aceros, después de" la nitruración, resisten mejor la acción corrosiva del agua dulce, agua salada, vapor o atmósferas húmedas que los'aceros ordinarios, v por eso, este proceso es muy utilizado para las piezas qué deben

CAP.

XXV.

347-

N1TRURACIÓN

sufrir la acción de ciertos agentes corrosivos: Su resistencia al ataque por metales o aleaciones fundidas de aluminio, cobre, etcétera, también es mucho mayor que la de los aceros ordinarios. En el caso de que interese la máxima resistencia a lá corrosión, no deben rectificarse las piezas después de nitruradas. A U S E N C I A DE D E F O R M A C I O N E S . — C o m o en el tratamiento de nitruración, no es necesario enfriar las piezas rápidamente desde alta temperatura en agua o aceite, se evitan los graves inconvenientes de los enfriamientos rápidos, que pueden dar origen a deformaciones importantes. ENDURECIMIENTO

EXCLUSIVO

DE

DETERMINADAS

SUPERFICIES

DE

LAS PIEZAS.—Durante la nitruración se pueden proteger perfectamente las superficies de las piezas que no se desea endurecer, aunque sean de formas complicadas, e irregulares, dejando libres para nitrurar exclusivamente las zonas que deben quedar duras. R E T E N C I Ó N D E LAS D U R E Z A S A T E M P E R A T U R A S E L E V A D A S . — L a s

ca-

pas nitruradas conservan gran dureza hasta los 500°, especialmente cuando la duración del calentamiento no es muy prolongada. En Ourazo Vickers

U00

Altos «n cromo con vanadio 4 molibdeno 1— L_ Cromo vanadio molibdeno K

0*

100*

200*

300'

Figura

¿00'

500°

600*

500*

700'

325

Dureza de los aceros nitr urados después de permanecer una hora a diversas temperaturas.

600*

Temperatura C

Temperatura °C Figura 326

Dureza de los aceros nitrurados a elevada temperatura.

¡a figura 325 se puede apreciar el comportamiento de varios aceros y su dureza después de haber permanecido a diversas temperaturas durante una hora. En la figura 326 se señalan a temperaturas variables desde 0 a 600° las durezas de los aceros nitrurados. Se observa que las piezas nitruradas conservan a temperaturas elevadas durezas superiores a las que se consiguen con otros procedi-

348

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE LOS

ACEROS I

mientos de endurecimiento de la capa periférica, como la cementación, temple superficial, etc., ya que la capa dura, obtenida por estos métodos, pierde dureza muy rápidamente a partir de los 200°. Esa propiedad es muy interesante para órganos de máquinas en los que pueden presentarse sobrecalentamientos accidentales, por falta de lubrificación. En ese caso, si el material está cementado, puede agarrotarse el mecanismo, 'al disminuir la dureza de la pieza y en cambio no ocurrir nada si las piezas están nitruradas.

126.

T e o r í a d e la

nitruración

Hjalmar Braune fué el primero que estudió la influencia del nitrógeno sobre el hierro y sobre los aceros a elevada temperatura, publicando en 1905 en la «Revue de Metallurgie» el resumen de una serie de experiencias que realizó nitruranclo aceros extradulces a 800° en una atmósfera de amoníaco. Luego, Lecarme, Tscbische'wski, Le Chatelier y Bonnerot, continuaron los trabajos de Braune, pero sin llegar a Fe4N | Fe,N. t / 1 conclusiones de interés in1 i 1 \ « dustrial. i K \ 1 l\ En septiembre del año 1 v+t 1 1923 el doctor A d o l f o Fry, l\ * 1 Í 1 de la casa Krupp, publicó latA \ 6 una Memoria que contenía al 590 \ l TSt el resultado de sus trabajos i ffOA2% s o b r e nitruración de los i 1 aceros, que han sido la ba1 i ! 2,33?; 11/3% i se y fundamento de todos 1 B , i i i < 1 •i los estudios que desde en0 1 Í . 3 4 S 6 7 8 9 (0 11% Mitro* ge no tonces se han realizado soFigura 327. bre esta materia. En sus trabajos y desDiagrama hierro-nitrógeno. (Eisenhut y Kaupp.) pués de una serie de laboriosas experiencias llevadas con orden y tenacidad irables, llegó a conocer los constituyentes de las capas nitruradas, estudiando también las condiciones y composiciones más favorables para este proceso. Determinó el diagrama hierro-nitrógeno que fué completado y corregido algunos años más tarde por Eisenhut, K a u p p y por Lehrer (fig. 327). Al estudiar los microconstituyentes que aparecen en los aceros

M

\

CAP.

XXV.

349-

N1TRURACIÓN

al carbono nitrurados, descubrió dos nitruros, uno F e , N , que c o n tiene 11,3 >% de nitrógeno, que llamó Nitruro 1, y otro F e 4 N , que contiene 5,8 % que distinguió con el nombre de Nitruro 2. T a m bién señaló la existencia de un eutectoide con 2,35 % de nitrógeno, al que dio el nombre de Braunita. En el diagrama hierro-nitrógeno se ve que a temperaturas inferiores a la eutectoide (590°), el porcentaje de nitrógeno que puede formar solución sólida con el hierro alfa es muy pequeño, variando desde 0,42 % a 590°, hasta 0,001 % a la temperatura ambiente. En cambio, a temperaturas más elevadas, el hierro alfa disuelve mayores cantidades de nitrógeno. Fry observó que nitrurando los aceros al carbono extradulces de 700° a 800° en una atmósfera de .amoníaco, se obtenían capas reProfundi'dad

de

penetración en r n m .

U

?S0° 500° 150° 400° 450° 500° 550° 600° 650° 700° 750°

Temperatura da nitruracion

Figura- 328 Composición

de las capas nitruradas en función de la temperatura. (Fry.)

lativamente duras, pero tan frágiles, que el proceso no tenía aplicación industrial y c o m p r o b ó también que la principal causa d e esa gran fragilidad, es el constituyente eutectoide que se forma cuando el tratamiento se hace a temperaturas elevadas. Al efectuarse la nitruración por debajo de 580°, las capas nitruradas o b tenidas, son bastante tenaces y se forman por solución sólida del nitrógeno o nitruro de hierro en hierro alfa. L u e g o en el enfriamiento, al disminuir la solubilidad del nitrógeno en el hierro alfa, según la línea A - B (fig. 32,7), el nitrógeno tiende a. desprenderse

350

TRATAMIENTOS

I

TÉRMICOS

DE

LOS

ACEROS

de la solución sólida para formar agujas de ni'truro Fe 4 N. En la figura 328, se pueden ver los componentes de las capas nit rutadas en función de la temperatura de nitruración. Examinando con el microscopio la sección transversal de una pieza de acero al carbono nitrurado a 500°, se observa én el corazón una estructura sorbítica y en la periferia un anillo de coloración un p o c o ' m á s oscura que el resto, que corresponde a la capa nitrurada formada por nitruros de hierro entremezclados con sor-

Figura 329 Capa periférica de un acero al carbono nitrurado a 500°.

bita (fig. .329). Cuando la nitruración se efectúa a temperaturas superiores a 590°, los constituyentes de la capa dura .son má:s destacados y más fáciles de observar. En la figura 330 se.puede ver la microestructura de un acero de 0,12 % de carbono nitrurado a 680p. La capa periférica blanca' está .constituida principalmente por ni.tr.uro de hierro Fe,N, luego sigue una zona más oscura de braunita, constituyente eutectoide, que tiene una estructura muy parecida a la de la perlita. Más hacia el interior aparece el hierro alfa con agujas de nitruro Fe 4 N que se han separado de la solución sólida en el enfriamiento.

CAP.

XXV.

N1TRURACIÓN

351-

En sus experiencias Fry no consiguió con los aceros al carbono resultados satisfactorios, pues obtenía durezas relativamente bajas v las capas nitruradas tenían poca tenacidad.-Más tarde, nitrurando ¿iceros aleados, alcanzó un gran éxito, al descubrir la influencia decisiva del aluminio, cromo y molibdeno y.al hallar ciertas qomposiciones, con las que se obtienen capas nitruradas de extraordinaria dureza, bastante profundidad y buena tenacidad. El mecanismo de la nitruración difiere bastante del de la cementación. En este último tratamiento se emplean temperaturas .elevadas para facilitar la solubilidad-.del- carbono en 1a austenita y, en cambio,-la nitruración se efectúa a temperaturas- -inferiores a la eutectoide (590"), en las que- el porcentaje de nitrógeno que se puede disolver _ en el-acero, es muy pequeño. N o . se - emplean .temperaturas más" elevadas, porque-aunque de esa-forma la penetración del nitrógeno sería más fácil porque la capacidad de disolución del hierro es mucho mayor, se obtendrían-capas nitruradas muy frágiles. • '-.•'•'••• En los aceros ordinarios, al carbono, , la difusión del nitrógeno' hacia él interior se efecFigura 330 túa con más facilidad qué eñ los aceros aleados. A pesar de ello, sólo en'estos últimos se Capa superficial obtenida producen capas -superficiales de gran dureza en ún acero al carbono de 0,11 % de C, nitrudebido seguramente a que los elementos alea- rado durante treinta horas dos favorecen la formación de nitruros de alu- a 680" y enfriando lentamente. minio, cromo, molibdeno, etc., en las capas periféricas -que dificultan la penetración del nitrógeno hacia el interior y hacen que se concentre en la zona exterior y se álcancen porcentajes de nitrógeno muy elevados y, como consecuencia, se alcanzan también durezas extraordinarias. Observando con él microscopio, la sección, transversal de una pieza fabricada con un acero aleado, correctamente nitrurada, no se aprecian diferencias muy destacadas entre la periferia y el centro, debido a que los elementos aleados dificultan la formación de agujas de nitruros durante el enfriamiento -que sigue a la nitruración Empleando 100 a 300 aumentos, no se observan grandes agujas de nitruro y únicamente se.ve en la periferia un anillo sombreado que corresponde a la capa nitrurada. C o m o a 500°, los" nitruros de alu-

352

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE LOS ACEROS I

minio, c r o m o , etc., q u e son m u y estables, se encuentran situados en los espacios intersticiales de la retícula cristalina en un estado de dispersión finísima, su precipitación en el enfriamiento, en f o r m a de grandes agujas, c o m o ocurre en los aceros al c a r b o n o es muy difícil, y u n a gran parte quedan retenidos en la retícula cristalina de] hierro alfa, p r o d u c i e n d o un gran aumento de dureza. Sin e m b a r g o , cuando en la nitruración no se observan cuidadosamente las precauciones necesarias, la capa periférica de los aceros nitrurados, suele estar constituida con relativa frecuencia por d o s zonas diferentes. L a exterior m u y delgada y frágil, que aparece blanca al ser atacado el acero con Nital-o, y la zona interior más oscura, que suele ser, por lo menos, unas 10 veces mayor q u e la primera ( f i g . 331). E n la capa interior, que es la más importante, no existen nitruros de hierro y está constituida por nitruros de los elementos aleados, aluminio, crom o y m o l i b d e n o . E n c a m b i o , la capa blanca exterior, m u y frágil, d e p e q u e ñísimo espesor, está f o r m a d a por nitruros de c r o m o , aluminio, etc., y también p o r nitruros de hierro. A u n que no se c o n o c e n bien las causas que F i g u r a 331 originan la f o r m a c i ó n de esta capa fráX 200 gil, parece q u e es debida a descarbuA s p e c t o de u n a c a p a n i l r u r a d a en raciones de las piezas, que pueden ser la q u e se o b s e r v a u n a z o n a periféanteriores a la nitruración, o se han rica blanca frágil con n i t r u r o de p o d i d o originar durante este tratah i e r r o . E n el c e n t r o se o b s e r v a u n a grieta producida por choque. miento. Giolitti, en sus trabajos, c o m p r o b ó que "con frecuencia durante la nitruración, hay sensibles pérdidas de c a r b o n o en la periferia de las piezas. Nitrurando un acero c r o m o - a l u m i n i o - m o l i b d e n o de 0 , 3 3 % de c a r b o n o durante cuarenta y tres horas a diferentes temperaturas, o b t u v o en la capa periférica los siguientes resultados: Temperaturas de nitruración

510°

'

% ds carbono

0,13 °/ 0

540°

0,11%

595°

0,05 »/o

650°

0,02 °/ 0

CAP.

XXV.

N1TRURACIÓN

353-

C o m o resumen se puede decir q u e los avances más señalados en la técnica de la nitruración fueron : primero, las investigaciones de Braune, que descubrió la nitruración c o m o procedimiento para endurecer superficialmente el acero, y luego, los trabajos de F r y , que señaló las temperaturas y las c o m p o s i c i o n e s más convenientes para la nitruración, y la beneficiosa influencia del aluminio para conseguir las mayores durezas, y la clel c r o m o y m o l i b d e n o para obtener capas duras de elevada tenacidad. 127.

Causas que o r i g i n a n la g r a n d u r e z a de las capas n i t r u r a d a s

L a extraordinaria dureza de la capa nitrurada no debe atribuirse exclusivamente a la gran dureza de los nitruros que-se f o r m a n en la periferia de las piezas, sino también y principalmente a la influencia que ejercen esos nitruros sobre la red cristalina del acero. AI difundirse el nitrógeno en el acero, se c o m b i n a f o r m a n d o nitruros de aluminio, c r o m o y hierro. E s o s nitruros al quedar en los espacios intersticiales de la retícula cristalina clel hierro e interferir los planos de deslizamiento causan importantes d e f o r m a c i o n e s en la red atómica del metal, d a n d o lugar a un extraordinario a u m e n t o ' d e . dureza. El hecho de que estos nitruros son m u y estables, hace que las piezas nitruradas conserven la dureza a elevada temperatura. 128.

Composición de los aceros de n i t r u r a c i ó n

Para la fabricación de piezas nitruradas, se emplean aceros con porcentajes de c a r b o n o variables de 0,20 a 0,60 % de C , aleados con aluminio, c r o m o , m o l i b d e n o y v a n a d i o . El contenido en c a r b o n o de todos esos aceros, no influye en la dureza^ ni en la p r o f u n d i d a d de la capa nitrurada, utilizándose diversos porcentajes ele acuerdo con las características mecánicas que se quieran obtener en el núcleo. H a y que evitar en las piezas descarburaciones superficiales, elim i n a n d o - p o r mecanizado las que hubiera antes de la nitruración, porque en las zonas d o n d e el porcentaje d e c a r b o n o es m u y b a j o , se f o r m a n capas con nitruros de hierro que son m u y frágiles y pueden ocasionar el d e s c o n c h a d o de las capas superficiales. D e los varios elementos aleados que se emplean, el aluminio es el más importante c u a n d o se quiere conseguir las máximas durezas, pero debe ir siempre a c o m p a ñ a d o ele otros elementos aleados para evitar que las capas nitruradas resulten demasiado f r á g i l e s . El m o l i b d e n o aumenta también la dureza de la c.apa exterior, mejora la tenacidad del núcleo y evita la fragilidad que suelen pre-


354

DE LOS ACEROS I

sentar los aceros sin m o l i b d e n o al permanecer durante m u c h o tiempo a temperaturas p r ó x i m a s a 500°. El c r o m o aumenta la profundidad de la capa dura e incrementa además la influencia del aluminio y del m o l i b d e n o . El vanadio' influye decisivamente en la p r o f u n d i d a d de nitratación, aumentando el espesor de las capas duras. L o s g r u p o s de aceros más utilizados en la actualidad son : TABLA

X X X V I I I

Vickers

Corazón Templado y revenido 650° R Kg/mm2

1 .100

126

—

1.100

98

1,10 0,20

—

1.100

91

1,10 0,20

—

1.100

58

850

133

Periferia .

C O M P O S I C I O N E S

Dureza

TIPO D E A C E R O S N.°

Cromo-alumlnlomolibdeno .

Alto en cromo con molibdeno y vanadio

Cromomolibdeno vanadio

Cromo-molibdeno Composiciones

Al

Mo

V

Ni

Gr

1 0,50 0,35 0,65

—

1,60

1,10 0,20

2 0,40 0,35 0,65

-

1,60

1,10

0,20

3 0.30 0,35 0,65

—

1,60

4 0,20 0,35 0,65

—

1,60

C

Si

Mn

5 0,40 0,30 0,50 0,30 3 , -

*•—

6 0,30 0,30 0,45 0,50 3 , -

—

7 0,20 0,30 0,45 0,50 3 -

1

.

- 0,25

0,40

—

850

100 (

0,40

—

850

79

8 0,35 0,30 0,50

-

2,-

—

0,25

0,15

750

98

9 0,25 0,30 0,50

—

2,-

—

0,25

0,15

750

94

10 0,18 0,30 0,50

—

2 -

—

0,25

0,15

750

83

—

1,20

650

92

11 0,30 0,30 0,60 0,60 1 y

características

m e c á n i c a s 1 de

diversos

—

aceros

de

nitruración.

1.° A c e r o s c r o m o - a l u m i n i o - m o l i h d e n o con 0,80 a 1,20 % de aluminio, 0,90 a 1,60 .% d e c r o m o y 0,20 % de m o l i b d e n o . C o n estos aceros se c o n s i g u e la máxima dureza superficial, que suele oscilar entre 1.000 y 1.100 V i c k e r s . 2.° A c e r o s altos en c r o m o con m o l i b d e n o y v a n a d i o . A u n q u e con estos aceros sólo se consiguen durezas c o m p r e n d i d a s entre 800 y 850 Vickers, esas durezas son todavía extraordinarias y las capas nitruradas son m u c h o más tenaces que las de los aceros con aluminio. El contenido en c r o m o es de 3 % , el m o l i b d e n o de 0,40 a í %

CAP.

XIV.—NITRURACIÓN

355

y el v a n a d i o de 0 a 0,25 •%. E s e elevado porcentaje d e c r o m o aumenta ligeramente la p r o f u n d i d a d de la capa nitrürada. 3.° C r o m o - m o l i b d e n o - v a n a d i o . S e obtienen durezas de 750 V i c kers. El c o n t e n i d o en c r o m o es de 2 % , el m o l i b d e n o de 0,25 % y el v a n a d i o de 0,15 % . L a tenacidad de la capa nitrürada es' m a y o r q u e en los casos anteriores. 4.° A c e r o s c r o m o - m o U b d e n o s , que son de menor dureza (650 Vickers), tienen la capa nitrürada más tenaz que los anteriores. S u c o n t e n i d o en c r o m o es de 1 % y el m o l i b d e n o de 1,20 % . D e b i d o a que los e l e m e n t o s ' a l e a d o s modifican el d i a g r a m a hierro-nitrógeno, es posible emplear c o n todos estos aceros temperaturas de nitruración un p o c o más elevadas que las que c o r r e s p o n d e n a los aceros al c a r b o n o , sin p e l i g r o de que aparezca braunita en la capa periférica. L a temperatura eutectoide se eleva en a l g u n o s aceros aleados hasta 650°, A u n q u e no se han citado en la T a b l a X X X I I I , también se nitruran los- aceros austeníticos, c r o m o - n í q u e l 14-14 para válvulas y l o s aceros inoxidables altos en c r o m o , para mejorar su resistencia al rozamiento. Estos aceros deben ser p r o t e g i d o s superficialmente para eliminar la d e l g a d a capa de ó x i d o , que siempre recubre a los aceros inoxidables y que es perjudicial para la nitruración.

129.

Características mecánicas

L a resistencia del núcleo central d e las piezas nitruradas suele variar de 80 a 120 k g / m m 2 , llegándose en a l g u n a s ocasiones hasta 150 K g / m m 2 . C u a n d o interesan resistencias m u y elevadas, hay que utilizar aceros c o n 0,40 a 0,50: % de c a r b o n o , revenidos a 550°, y para b a j a s resistencias aceros de 0,20 a 0,30 % de c a r b o n o con revenidos a 700°. E n la T a b l a X X X V I I I se señalan las características que se o b tienen en el núcleo c o n diferentes aceros t e m p l a d o s y revenidos a 650°. Y a h e m o s señalado anteriormente que la dureza superficial es variable y d e p e n d e de la c o m p o s i c i ó n . C o n los aceros al aluminio del primer g r u p o se alcanza durezas de 1.000 a 1.100 V i c k e r s . C o n l o s aceros altos en c r o m o 800 a 850 V i c k e r s y con los c r o m o - m o l i b d e n o y c r o m o - v a n a d i o , 650 a 800 V i c k e r s . N u m e r o s o s investigadores han o b s e r v a d o q u e las piezas nitru-


356

DE LOS ACEROS I

radas tienen una e x c e p c i o n a l resistencia a la fatiga c o n p o c a sensibilidad a la influencia d e las entallas. E s t o parece q u e es d e b i d o a ciertos esfuerzos de c o m p r e n s i ó n que se desarrollan en la superficie de las piezas, c o m o c o n s e c u e n c i a del a u m e n t o de v o l u m e n q u e e x p e rimentan d e s p u é s d e la nitruración. Wiegand,

e n s a y a n d o a fatiga probetas de d i v e r s o s aceros

de

6,5 m m & d e diámetro c o n resistencias variables de 85 a 120 k g / m m 2 o b t u v o los siguientes resultados : TABLA

X X X I X Resistencia

0,5

mm.

con de

entalla

circular

de

profundidad

Resistencias

Ensayando

a la f a t i g a o b t e n i d a s

flejes

de 2 , 5 x 2 0

la

fatiga Nitruradas

Sin nitrurar

Probetas

a

48 a 60

Kg/mm2

64 a 86

Kg/mm

2 4 a 47

Kg/mm

45 a 60

Kg/mm2

por W i e g a n d

2

en sus

s

investigaciones.

m m . nitrurados, o b s e r v ó q u e aum e n t a b a la resistencia a la f a t i g a d e s d e 60 a 87 k g ' m m ? al aumentar la p r o f u n d i d a d de la c a p a nitrurada desde 0,05 a 0,4 m m . L a resistencia al c h o q u e (resiliencia) es, sin e m b a r g o , en g e n e ral, inferior en las p i e z a s nitruraclas que en las sin nitrurar. W i e g a n d , en sus e n s a y o s , e n c o n t r ó v a lores que son s ó l o el 60 y 30 % del de las piezas sin nitrurar. PROFUNDIDAD

D E LA CAPA

NITRU-

RADA.—La p r o f u n d i d a d de las capas nitruradas que se o b t i e n e n n o r m a l mente en la industria, varían de o 10 ZO 40 W 60 lo 80 40 «00 tto,» 0,2 a 0,7 m m . y su espesor d e p e n F i g u r a 332 de p r i n c i p a l m e n t e de la temperatuF.ípesor de c a p a n i t r u r a d a , que se o b ra y de la d u r a c i ó n del tratamiento tiene ál n i t r u r a r a 500° d u r a n t e p e r í o d o s v a r i a b l e s de t i e m p o . ( f i g u r a 332). A 500° c o n v e i n t i c i n c o horas se c o n s i g u e 0,28 m m . de espesor de c a p a y c o n ochenta h o -

CAP. XXV.

N1TRURACIÓN

357-

ras 0,68 m m . aproximadamente, Pará reducir la duración de la nitruración se han propuesto diversas c o m b i n a c i o n e s de procesos fraccionados. A l g u n o s recomiendan nitrurar primero a 510° solamente durante aígunas horas para obtener una gran dureza superficial y l u e g o continuar la nitruración a 535°-550°. Otros, en cambio, recomiendan "comenzar nitrurando durante diez horas á 650° y luego quince horas a 510°-530°. Sin e m b a r g o , parece que estos métodos dan capas nitruradas frágiles y no han tenido mucha aceptación . 130.

Instalaciones de n i t r u r a r

L o s elementos necesarios para efectuar la nitruración son : El h o r n o de tratamiento, la caja de nitrurar, la botella de a m o níaco con las tuberías y rios y el aparato para medir la disociación. L o s hornos de tratamiento suelen ser casi siempre eléctricos con

Figura Esquema

333

de una i n s t a l a c i ó n

de

nitruración.

colocan las piezas a nitrurar, puede ser d e níquel o de .acero c r o m o níquel austenítico (25-20 ó 20-12), para evitar que el nitrógeno le ataque y resista bien durante m u c h o tiempo la acción del calor. R e cientemente se han c o m e n z a d o a utilizar con m u y buen resultado, cajas de hierro esmaltadas, que son m u c h o más baratas que las" de materiales inoxidables.


358

Para conseguir que el cierre de la tapa sea estanco, se emplean diversos procedimientos. Suele utilizarse empaquetadura de amianto que algunas veces se recubre, además, con una envuelta de aluminio ( f i g . 334). Otras veces, se emplea junta doble formada por una aleación de b a j o punto de fusión y el cierre de amianto. H a y también quien usa p o l v o de cromita muy f i n o o varillas de cobre o níquel. T o d o el reborde de la caja va además sujeto con tornillos para que el ajuste con la tapa sea perF i g u r a 334 fecto. La caja llevará ti eS tubos, de niqilCl O d e aCCrO aUSteníticO resistente al calor, u n o en la parte inferior para la entrada del a m o n í a c o , otro en la parte superior de salida y el tercero, cerrado, para el par del pirómetro. Algunos

procedimientos

cierre

estanco

empleados

de las

cajas

para

de

conseguir

el

nitrurar.

Junto al horno se colocará una botella de amoníaco, conectada con el tubo de entrada de gas de la caja. El tubo de salida irá a dos frascos lavadores llenos de agua, en los que el b u r b u j e o servirá para tener una idea del c o n s u m o del g a s . Periódicamente, en el tubo de salida se coloca el aparato para determinar el grado de disociación de! a m o n í a c o . 131.

M e d i d a de la disociación

El aparato utilizado para determinar la cantidad de a m o n í a c o disociado puede verse en la f i g . 335. T i e n e cuatro llaves, que dejan libre cuando conviene, el paso del gas, aire o agua entre los diferentes c o n d u c t o s . C u a n d o se va a efectuar la determinación del g r a d o de disociación del amoníaco se conecta el aparato en la tubería de salida d e la caja y se opera en la siguíente f o r m a :

Aparato do

de

para

determinar

disociación

del

el

gra-

amoníaco,

S e cierra la llave E y se llena el depósito G con a g u a . L u e g o se conecta el tubo de salida de gas del horno, al tubo de entrada y se abren las llaves A , C y D , y comenzará a circular el gas que sale !

CAP;

XIV.

NITRURACIÓN

359

del h o r n o a través del aparato, y al c a b o de un rato sé cierra la'llave C, l u e g o la D , y finalmente la A , con lo q u e tendremos el recipiente F lleno-de una mezcla d e - h i d r ó g e n o , n i t r ó g e n o y - a m o n í a c o sin disociar. Entonces se abre la llave E y caerá cierta cantidad de agua a la cámara F . El a m o n í a c o que está sin disociar, es inmediatamente a b s o r b i d o p o r el agua, y encima de ella quedará un gas c o m p u e s to de h i d r ó g e n o y nitrógeno, y la escala de la cámara F marca directamente el porcentaje de la disociación. Si el agua llega a la línea 30 se ha disociado un 30 % . D e acuerdo con estas lecturas la corriente de a m o n í a c o debe regularse para que el g r a d o de disociación esté c o m p r e n d i d o entre 25 v 30 % . Durante el proceso de nitruración conviene examinar el g r a d o de disociación cada d o s o cuatro-horas, regulando el paso d e a m o n í a c o de acuerdo con el g r a d o de disociación, L a cantidad de a m o n í a c o necesaria depende de la superficie de los objetos a nitrurar y no de su p e s o . P o r ejemplo, un c u b o de I d m . de lado tiene una superficie d e ' 6 d m 2 y un peso de 7,8 k g s . aproximadamente. El m i s m o c u b o , cortado en placas de 1 0 m m . d e espesor, tendrá el m i s m o peso, pero una superficie d e 24 d m 2 m u c h o m a y o r y necesitará más a m o n í a c o para la nitruración. Si se'obtiente una cifra de disociación de un 10 % , por ejemplo, lo q u e ocurre c u a n d o e l ' a g u a en el aparato de disociación s u b e ' h a s la la línea 10 de la graduación, es señal ele que está circulando demasiado gas y se debe reducir el paso un p o c o . Si en o t r o ' m o mento se obtiene un valor del 35 % o más, i a circulación del a m o n í a c o ' d e b e aumentarse hasta qué se llegue á lós 25 á 30 ' % . Estas cifras corresponden únicamente a un trabajo normal. C u a n d o se usa un recipiente grande, para nitrurar pocas piezas, es fácil que haya zonas con p o c o nitrógeno y se formen « b o l sas» de alta concentración de h i d r ó g e n o , lo que, originará capas nitruradas m u y delgadas que pifeden dar fugar a m u c h o s fracasos. En esos casos conviene hacer pasar m u c h o a m o n í a c o con el fin de crear turbulencias alrededor de las piezas, d e b i e n d o mantenerse la disociación de 10 ó 15 % en vez de 25 a 30 '% . 132.

Proceso de la n i t r u r a c i ó n

C u a n d o después del temple y revenido han quedado las piezas con la resistencia deseada, se inicia la "nitruración propiamente dicha. L a s fases más importantes" de este proceso s o n : protección de ciertas superficies, limpieza, nitruración v enfriamiento. A conti-

TRATAMIENTOS

360

TÉRMICOS

DE

L O S ACEROS I

nu.áción describimos los detalles más importantes de cada una d e ellas. PROTECCIÓN CONTRA LA N T T R U R A C I Ó N . — C u a n d o

se quieren

con-

servar blandas ciertas superficies de una pieza q u e va. a ser nitrurada, se protegen esas partes con una película de estaño. Si es p o sible, se sumergen las partes que se quieren conservar blandas en un b a ñ o de aleación c o m p u e s t o de 60 % . de p l o m o y 40 '% de estaño, fundida a 400° a p r o x i m a d a m e n t e : C u a n d o se ve que está bien adherida la capa protectora, se sacan las piezas del b a ñ o y se les quita t o d o el estaño sobrante, con un cepillo de alambre. C o n viene q u e no quede ningún exceso de estaño, p o r q u e c o m o el punto de fusión de esta aleación es bastante inferior al de la temperatura de nitruración (500°), cualquier partícula que haya quedado sobrante en la pieza goteará o se deslizará sobre Jas superficies que deben endurecerse y aparecerán l u e g o zonas blandas. En el caso de que la zona que se desea proteger no se pueda sumergir en el b a ñ o de estaño, se utiliza un soldador de cobre o un soplete de gas, para aplicar el estaño. Previamente se limpian las superficies a proteger con una solución -que se prepara en la siguiente f o r m a : S e diluyen 1.500 c. c. de ácido clorhídrico en 750 c . c . d e r.gua, l u e g o se disuelve en esta solución l a . m a y o r cantidad posible ele zinc y después se añaden 30 a 60 grs. de sal de a m o n í a c o , filtrando cuando se enfríe la mezcla. C o m o ésta es corrosiva, es necesario después de aplicar la capa de estaño lavar con agua caliente todas las partes que se hayan m o j a d o con ella. El estañado electrolítico da también resultados bastante satisfactorios, -v.es suficiente una película de 0,025 m m . de espesor. T a m b i é n se pueden proteger las superficies oue cteben- quedar Mandas, recubriéndolas con una pintura preparada en la siguiente forma : 5 partes d e p o l v o m u y f i n o de estaño ; 2 partes de p o l v o m u y f i n o de p l o m o , y 5 partes de ó x i d o de c r o m o verde. L o s elementos se mezclan y almacenan en seco y se preparan pequeñas porciones de pintura, diluyéndola en el m o m e n t o de emplearla, en la solución ácida que hemos citado para el procedimiento anterior. S e mantiene esta mezcla bien agitada, aplicándola en las partes a proteger mediante un cepillo p e q u e ñ o . E s conveniente, que en el m o m e n t o de ser aplicada la pintura, las superficies de las piezas estén calientes, para que sé seque la pintura rápidamente. C o n v i e n e efectuar la nitruración inmediatamente, pues c o m o la

CAP. XXV.

N1TRURACIÓN

361-

pintura es h i g r o s c ó p i c a , existe el p e l i g r o de que en c o n t a c t o con la a t m ó s f e r a se h u m e d e z c a y o r i g i n e c o r r o s i o n e s en la s u p e r f i c i e de las piezas si p e r m a n e c e l a r g o t i e m p o de esa f o r m a . LIMPIEZA.—Después de terminada la p r o t e c c i ó n de las s u p e r ficies que han d e quedar b l a n d a s , d e b e n limpiarse y d e s e n g r a s a r se las piezas c u i d a d o s a m e n t e , l a v á n d o l a s c o n g a s o l i n a o en un b a ñ o de sosa cáustica o bien c o n tricloroetileno. D e s p u é s d e b e efectuarse un l a v a d o c o n a g u a h i r v i e n d o para quitar t o d a s las trazas de g a solina o s o s a . Esta última o p e r a c i ó n n o es necesario hacerla si se usa t r i c l o r o e t i l e n o . L u e g o h a y q u e secar las piezas antes d e c o l o carlas en el recipiente de n i t r u r a c i ó n . El ú l t i m o m é t o d o (tricloroetileno) es p r e f e r i b l e c u a n d o se d e s e n g r a s a n las piezas c o n c o n d u c t o s de aceite internos o artículos c o n a g u j e r o s , o r i f i c i o s , etc. PREPARACIÓN Y CONÍROT, DE T.A CAJA DE N I T R U R A C I Ó N . — L a s p i e z a s a

nitrurar se c o l o c a n en la caja de manera que permitan la libre circulación del g a s de a m o n í a c o . Suelen utilizarse rejillas de a l a m bre d e níquel p u r o , para separar los diferentes p i s o s de piezas, q u e se f o r m a n al c o l o c a r u n a s e n c i m a de otras. C u a n d o se mtruran p i e zas de t a m a ñ o s m u v diferentes, h a y que tener c u i d a d o de distribuir bien las masas para, que el calor se transmita u n i f o r m e m e n t e y se c o n s i g a un c a l e n t a m i e n t o uniforme, no debiendo colocarse primer p i s o j u n t o al suelo de la caja, s i n o a una altura de 2,5 a 5 c m . s o b r e una rejilla de níquel, n p o v a d a en s o p o r t e s de a l u m i n i o , de m o d o q u e el g a s p u e d a entrar d e b a j o d e la carga v penetrar p o r entre cada una de las piezas. L a s Figura 336 piezas que se q u i e r e nitruUna caja de nitrurar con su carga de piezas, • prerar también p o r el interior, parada para ser cerrada e introducida en el horno. d e b e n c o l o c a r s e verticalmente para q u e el g a s de a m o n í a c o p u e d a subir libremente p o r los h u e c o s , s o b r e t o d o c u a n d o se trata de a g u j e r o s de m e n o s de 50 r o m . d e d i á m e t r o . El último p i s o de p i e z a s d e b e q u e d a r p o r lo m e n o s a 15 c m . p o r d e b a j o del nivel del t u b o de escape situado en la parte superior, p o r q u e en esa z o n a la nitruración se v e r i f i c a en malas c o n d i c i o n e s , v a q u e suele existir una alta c o n c e n t r a c i ó n de h i d r ó g e n o .

362

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE L O S

ACEROS I

L a s piezas q u e han s i d o estañadas, para evitar la nitruración de ciertas superficies, deben c o l o c a r s e en la parte- inferior de. la r a j a , y en f o r m a tal que si el estaño g o t e a durante la nitruración n o c a i g a s o b r e a l g u n a superficie que se quiere e n d u r e c e r . A n t e s de la o p e r a c i ó n deben examinarse las rejillas de a l a m b r e para ver si tienen m a n c h a s de estaño, en el c a s o de que hayan s i d o e m p l e a d a s anteriormente, l i m p i á n d o l a s si fuera necesario, c a l e n t a n d o la parte estañada del a l a m b r e a un r o j o v i v o mediante un s o p l e t e de g a s y cepillándola c o n cepillo de a l a m b r e r í g i d o . D e s p u é s de c o l o c a d a y cerrada la tapa, y antes de ser introducida la caja en el h o r n o , se da p a s o al g a s de a m o n í a c o al interior de la caja y se realiza el primer control o b s e r v a n d o si h a y alg ú n e s c a p e de g a s . P a s a d o el p e r í o d o de nitruración se retira la caja del h o r n o , d e j á n d o l a enfriar al aire, m a n t e n i e n d o sin e m b a r g o la c i r c u l a c i ó n de a m o n í a c o hasta que la c a r g a se h a y a e n f r i a d o hasta 150° C a p r o x i m a d a m e n t e . A n t e s d e sacar la caja del h o r n o es a c o n s e j a b l e dar a l g o más de a m o n í a c o , a fin de contrarrestar la reducción de p r e sión que tiene l u g a r en el interior del recipiente c u a n d o ésta es s a c a d o a una a t m ó s f e r a más f r í a . Si la presión dentro de la caja no se mantiene p o r e n c i m a de la presión atmosférica, entrará aire v o x i d a r á la s u p e r f i c i e de las partes nitruradas, p r o v o c a n d o una d e c o l o r a c i ó n y p r e s e n t a n d o las piezas un t o n o diferente del gris plata característico. Esta d e c o l o r a c i ó n , c u y a intensidad dependedel espesor de la película de ó x i d o , no p e r j u d i c a la p r o f u n d i d a d cié la capa nitrurada ni su dureza. 133.

D e f o r m a c i o n e s en las piezas n i t r u r a d a s

C o m o en las piezas nitruradas suele interesar una gran exactitud de m e d i d a s , a l g u n a s v e c e s s u r g e n dificultades p o r q u e las tens i o n e s que se crean en el m e c a n i z a d o d e las piezas suelen o r i g i n a r d e f o r m a c i o n e s en las piezas nitruradas. E s e i n c o n v e n i e n t e p u e d e evitarse d á n d o l e s un r e c o c i d o de estabilización. U n p r o c e s o m u v r e c o m e n d a b l e c u a n d o s e quieren evitar estos i n c o n v e n i e n t e s es el s i g u i e n t e : M e c a n i z a d o en desbaste, t e m p l e v r e v e n i d o , m e c a n i z a d o final, r e c o c i d o de estabilización a una temperatura inferior a la de r e v e n i d o (550°-650°) para eliminar tensiones, nitruración y l i g e r o rectificado o l a p i d a d o . 134.

A u m e n t o de v o l u m e n

D u r a n t e la nitruración las piezas experimentan s i e m p r e un lig e r o a u m e n t o de v o l u m e n c u y a i m p o r t a n c i a d e p e n d e de la f o r m a

CAP.

XXV.

363-

N1TRURACIÓN

de las piezas, de la temperatura y de la duración del tratamiento. Para limitar dentro d e lo posible ese aumento d e v o l u m e n , c o n v i e ne que la estructura de las piezas q u e van a ser nitruradas sea sorbítica, sin nada de ferrita libre, d e b i e n d o de evitarse también cualquier descarburación superficial, pues además de dar lugar a capas nitruradas frágiles, originan dilataciones anormales en las piezas. En piezas macizas, con capas nitruradas de 0,7 m m . de espesor son normales aumentos de diámetro de 0,05 m m . En las piezas huecas, las variaciones de v o l u m e n dependen del espesor de las paredes. Con piezas de 70 m m . de diámetro, templadas y revenidas, mecanizadas y sometidas a continuación a un tratamiento de estabilización a 600°, se obtuvieron los siguientes resultados después de ser nitruradas durante 72 horas a 500° : . . c tspesor de la pared en mm.

Aumentotdel diá-

Aumento del diá-

en mm

en mm.

mBtr(J ¡nt¡¡r¡or

me(r0

exlerior

5

0,08

0,1.3

10

0,03

0,09

20

0,01

0,06

C u a n d o las piezas son de forma c o m p l i c a d a el mejor método de c o n o c e r las dilataciones que experimentan, es nitrurar una o d o s piezas y medir las dilataciones que aparecen. Deben evitarse en lo posible en las piezas nitruradas, las aristas vivas p o r q u e al dilatarse el material, en los vértices de los á n g u l o s m u y a g u d o s , se forman capas nitruradas sin soporte que son m u y frágiles. 135.

N i t r u r a c i ó n de h e r r a m i e n t a s de acero rápido

S e puede mejorar el rendimiento de muchas herramientas y matrices, nitrurándolas superficialmente con sales de cianuro especialmente preparadas para ello. Este procedimiento es m u y recomendable para herramientas de acero rápido c o m o brocas, fresas, etcétera, pues de esta f o r m a aumenta el rendimiento en 100, 200 y hasta en 300 '%, s e g ú n la clase d e herramienta y el trabajo q u e debe de efectuar. L o s baños se preparan generalmente con 50 % de cianuro s ó d i c o y 50 % de cianuro potásico. T a m b i é n se utilizan con buen resultado baños con 70 % de cianuro sódico y 30 % de cianuro potásico, que son más baratos. S e usan temperaturas variables desde 525"

364


d 625°, obteniéndose capas nitruradas de 0,01 a 0,05 m m . de espesor, con permanencias de 20 a 90 minutos en el b a ñ o . Las herramientas deben ser templadas y revenidas antes d e la nitruración, y nunca deben rectificarse después, porque desaparecería la capa nitrurada que es de m u y pequeño espesor. C o n 'este tratamiento se obtienen durezas de 900 a 1.000 V i c kers, muy superiores a las que se consiguen normalmente con los aceros rápidos después del temple y revenido.

U n h o r n o eléctrico vertical p a r a la n i t r u r a c i ó n

de

cigüeñales.

CAPITULO ENDURECIMIENTO

136.

Calentamiento

POR

por l l a m a

XV

TEMPLE

SUPERFICIAL

oxiacetilénica

Este proceso, c o n o c i d o con el nombre de «Shorter process», uShortering», « F l a m e a d o » o «temple con llama oxiacetilénica», se emplea con m u c h o éxito para endurecer superficialmente ciertas piezas de acero que, por su f o r m a , o dimensiones, no pueden ser endurecidas p o r otros m é t o d o s . El procedimiento consiste en templar determinadas zonas de las piezas, calentándolas con una llama oxiacetilénica y enfriándolas luego rápidamente. _ Para conseguir q u e las capas duras queden bien "adheridas al resto del material y para evitar posibles desconchamientos superficiales, d e b i d o s a una transición demasiado brusca de las zonas duras a las blandas, c o n viene que el contenido en c a r b o n o de los aceros esté c o m p r e n d i d o entre 0,30 a 0,60 % d e C . S e emplean instalaciones, que constan de uno o varios sopletes que calientan las partes de las piezas que se desea endurecer y varios •chorros de agua o depósitos auxiliares que enfrían rápidamente ias zonas calientes que quedan templadas v con gran dureza. El f o c o de calor o la F i g u r a 337 pieza se mueven c o n s Endurecimiento superficial de engranajes por llama tante o alternativamente oxiacetilénica. para calentar y templar sucesivamente todas las zonas q u e hay que endurecer. En tas pri

TRATAMIENTOS

66

TÉRMICOS

DE LOS ACEROS I

mitivas instalaciones el movimiento de la llama se hacía a mano, pero ahora s'e usan máquinas automáticas con las que se c o n s i g u e una gran regularidad en los resultados. El enfriamiento se hace generalmente con chorro de agua, aunque algunas veces también se realiza con corriente de aire a presión o introduciendo las piezas en un depósito de a g u a o aceite. L a s diferentes clases de instalaciones q u e se utilizan para este tratamiento se pueden clasificar en cuatro g r u p o s : Engranajes muy pequeños

Engranajes méchanos

A

Engranajes grandes

B-

. . . . . . .

'C

F i g u r a 338 Procedimientos

usados

para

él

temple

de

engranajes

por

llama

oxiácetilénica.

1." M á q u i n a s en las que las piezas permanecen quietas y la llama se mueve sobré la superficie que sé va a templar, seguida más o menos inmediatamente del aparato de enfriamiento (fío-uira 338 B ) . 2.° Máquinas en las que la llama y el aparato de enfriamiento son estacionarios y la pieza se mueve ( f i g . 337). El trabajo es inverso, pero el movimiento relativo de la pieza con respecto al aparato es el m i s m o que en él caso anterior. 3.° M á q u i n a s en las que la llama y el aparato de enfriamiento se mueven en una determinada dirección y la pieza se mueve en otra. 4.° M á q u i n a s en las que se aplica la llama durante el tiempo necesario para q u e el acero alcance la temperatura de temple, 1 u e g o se retira c u a n d o se ha terminado el calentamiento de una zona y entonces se acerca el aparato de enfriamiento q u e templa la zona caliente o se introduce la pieza en un depósito de a g u a (fig. 338 A ) .

CAP. X V .

ENDURECIMIENTO POR TEMPLE -SUPERFICIAL

367

L u e g o se siguen calentando y templando sucesivamente en la misma f o r m a todas las demás zonas que se han de endurecer. En las tres primeras instalaciones el temple. e'S p r o g r e s i v o , regulándose la velocidad de calentamiento por el tipo del soplete, el tamaño de la llama y la velocidad del m o v i m i e n t o . L a intensidad del temple se regula p o r la distancia del chorro de agua al quemador, o sea, por el tiempo que transcurre desde que el acero alcanza la temperatura de temple hasta que comienza el enfriamiento con el chorro de a g u a . E m p l e a n d o las máquinas del cuarto g r u p o , el calentamiento y el temple son separados y consecutivos. L a velocidad de calenta-

Figura Sección

transversal

de

un

339

engranaje :

templado

con

llama

oxiace-

tilénica.

miento es regulada por el tamaño de la llama y la intensidad del temple por el intervalo que transcurre desde el m o m e n t o en que se quita la llama hasta que se inicia el enfriamiento. Hasta aquí nos hemos referido a calentamientos con llama o x i acetilénica, porque es la más empleada ; sin e m b a r g o , algunas v e ces, también 'se utilizan para el calentamiento en lugar de acetileno

368

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS

DE LOS ACEROS I

gas del alumbrado, gas natural y otros gases derivados del petróleo y de la gasolina. 137.

V e n t a j a s del t e m p l e o x i a c e t i l é n i c o

El temple oxiacetilénico es m u y utilizado para el endurecimiento de elementos ele máquinas y de estructuras que, p o r su tamaño y f o r m a , no pueden ser templados p o r otros procedimientos. E s p e cialmente en el caso d e grandes piezas, q u e por su v o l u m e n no pueden ser introducidas "en los hornos de temple, se utiliza este p r o cedimiento con gran éxito. A d e m á s , empleando este sistema se puede endurecer, si se se desea, sólo la parte superficial de las piezas, sin afectar las propiedades del corazón ( f i g . 339).

F i g u r a 340 Temple

de u n a cuchilla p o r l l a m a

oxiacetilénica.

C u a n d o se utiliza este método para templar piezas de gran tamaño las d e f o r m a c i o n e s , que se producen son m u y pequeñas, p o r que se calienta sólo una .pequeña parte de las piezas, y el resto, que está frío, tiene suficiente resistencia y rigidez para impedir cualquier deformación importante d e l material. Este procedimiento es muy útil cuando se desea endurecer sólo determinadas zonas de las piezas. T o m a n d o precauciones especiales y utilizando utillaje adecuado se obtienen mejores resultados que con el calentamiento en h o r n o s . En la f i g u r a 340 puede verse el proceso que se sigue para el temple de cuchillas. En la figura a se señala la f o r m a que toma

CAP. XV.


369

una cuchilla recta después clel temple, cuando para el calentamiento del filo cortante se ha empleado el procedimiento ox.iaCetilénico. En la figura b se indica la f o r m a que debe darse a la cuchilla para compensar las d e f o r m a c i o n e s que se producen en el temple v c o n s e g u i r que después del tratamiento queden rectas, y en -la f i g u ra c se ven los dispositivos empleados para el temple de e'sta clase de cuchillas. 5 38.

Clases de aceros

A u n q u e puecle emplearse el procedimiento oxiacetilénico para templar todos los aceros de más de 0,30 % ele carbono, no se suelen utilizar contenidos en c a r b o n o superiores a 0,60 % por el peligro de. que se desconchen las capas duras. C u a n d o interesa conseguir únicamente gran dureza superficial, basta con emplear aceros al c a r b o n o . Sin e m b a r g o , cuando además de la dureza superficial interesa que el núcleo quede con características relativamente elevadas, deben utilizarse aceros aleados. En la tabla X L I se da una lista de a l g u n o s de los aceros más empleados para el temple por llama oxiacetilénica.y-las durezas que con ellos se pueden c o n s e g u i r .

TABLA

X L Î

Si

Boekwell C

c

Mu

0,35

0,80

0,25

53

0,35

1,45

0,30

55

0,46

0,68

0,18

59

0,48

0,69

0,30

60

0,55

0,74

0,22

• 62

1,00

0,30

0,26

63

Composición

de a l g u n o s

aceros muy

utilizados

para

la f a b r i c a c i ó n

de p i e z a s , q u e se

recen s u p e r f i c i a l m e n t e j ) 0 £ t e m p l e o x i a c e t i l é n i c o . y., m á x i m a s d u r e z a s q u e se suelen

endu-

conseguir.

L a s profundidades de la capa dura que se-, obtienen industrialmente, suelen variar de l a 6 mrti. y dependen en cada caso de la ciase de acero y de la f o r m a de efectuar el tratamiento. L a velocidad de avance d e ' l a llama suele variar d e ' 5 0 a 200 m m . por m i nuto y la máxima-dureza que se alcanza superficialmente, depende siempre del contenido en c a r b o n o del acero.

370


C u a n d o se emplean aceros ele alta aleación, la p r o f u n d i d a d di' la dureza q u e se obtiene es m a y o r que en los aceros al c a r b o n o , y¿ que la penetración de temple aumenta con los elementos aleadoi y la variación de la dureza ele la periferia al centro es menos brusca, El tiempo requerido para el calentamiento depende de la p r o f u n didad deseada. El calentamiento de pequeñas zonas, con p r o f u n d i dades de 1 a 2 m m . se suele conseguir en unos dos minutos aproximadamente. L a profundidad de la dureza se puede regular dentro de ciertos límites con gran facilidad, m o d i f i c a n d o la c o m p o s i c i ó n del acero, la f o r m a de las p i e z a s , d a s .características del soplete, la intensidad de las llamas y la severidad del medio de enfriamiento. 139.

Calentó miento cuencia

por

corrientes

de

inducción

de

alta

fre-

Este procedimiento se utiliza para endurecer superficialmente pequeñas piezas de acero, p o r temple de su zona periférica. El ca-

Figura

341

Al p a s a r la c o r r i e n t e eléctrica p o r las espiras se crea un magnético

que

atraviesa

el

campo

acero.

ientamiento por corrientes de alta frecuencia se efectúa en m u y p o cos s e g u n d o s , pudiéndose además si se desea, localizar el tratamiento en zonas m u y limitadas.

CAP. X V .


371

Las piezas se colocan en el interior de una espira, o c o n j u n t o de espiras de f o r m a apropiada, a través de las cuales se hace pasar una corriente eléctrica ele alta frecuencia que calienta las piezas a elevada temperatura. L u e g o se enfrían rápidamente con clucha de agua o introduciéndolas en un recipiente de agua o aceite. L a s espiras están constituidas por un tubo de cobre refrigerado interiormente p o r a g u a . L a corriente eléctrica crea en el interior de las espiras un c a m p o magnético alternativo ( f i g . 341), que a su vez da

' 'Figura La

capa

mente

342

p e r i f é r i c a de las piezas de a c e r o se calientan

ai de

ser alta

atravesadas

por

corrientes

frecuencia. (Corrientes

de

eléctricas

i-apidá-

inducidas

Foucault.)

lugar a corrientes eléctricas alternativas ele alta frecuencia en las piezas, que son suficientes para calentar el acero ( f i g . 342). U n circuito de Calentamiento p o r inducción es fundamentalmente un transformador, en el que el primario está; constituido p o r las espiras a través de las cuales pasa la corriente alterna y el secundario por la pieza que se va a calentar y que se coloca en su interior. El calentamiento de las piezas ele acero se efectúa en este proceso c o m o consecuencia de dos f e n ó m e n o s distintos : 1.° POR HISTÉRESIS.—Bajo la acción del c a m p o magnético las pequeñas partículas ele hierro tienden a polarizarse en un determinado sentido, creándose en cada una ele ellas un p o l o norte y un


372

p o l o sur. A l variar el sentido del c a m p o con mucha frecuencia, las pequeñas partículas tienden a seguir esas variaciones, m o d i f i c á n d o s e la situación de sus p o l o s y creándose una gran fricción molecular interna cjue desarrolla calor y que al disiparse a través de la pieza eleva su temperatura. En el temple ele los aceros por alta frecuencia, el calentamiento p o r histéresis tiene m u y p o c a importancia. 2.°

P O R CORRIENTES DE F O U C A U L T . — E n la p e r i f e r i a ele las p i e -

zas sometidas a c a m p o s magnéticos alternativos de alta frecuencia, nacen unas corrientes periféricas circulares llamadas «corrientes ele Foucault», q u e son capaces de calentar rápidamente la zona periférica de las piezas, llegándose a alcanzar en m u v p o c o s s e g u n d o s temperaturas del orden ele los 800° a 1.000°. Uní icios para tallido del aejua de enfriamiento

Entrada del Licjuido de cnfriomiento Campo magnético de alta Frecuencia cûe crea el o maqnetico

Pieza de acero ejuc va a ser endurecida SuperFicialmerrl«

Zonas

calieri!

Figura E s q u e m a de un d i s p o s i t i v o calentadas

34o

p a r a el e n d u r e c i m i e n t o . s u p e r f i c i a l de b a r r a s de por

corrientes

de

alta

acero

frecuencia/

E n el temple de los aceros, el efecto de histéresis que es casi despreciable, no ejerce además ningún efecto cuando la temperatura de la pieza sobrepasa el punto A , (768°), p o r q u e a partir de. esa temperatura el acero es a m a g n è t i c o . Entonces el calentamiento se efectúa exclusivamente p o r corrientes de Foucault, actuando el acero de la periferia de las piezas c o m o una resistencia, que se calienta al paso de una corriente eléctrica de acuerdo con la ley dé Joule. El calor desarrollado será proporcional a : R P , siendo R la resistencia del circuito e 1 la intensidad de corriente que le atraviesa. C u a n d o la temperatura del acero sobrepasa los .768°, cesa el efecto de histéresis y continúan desarrollándose las corrientes ele F o u cault, aunque su e f e c t o ' s e reduce a medida q u e aumenta la te nperatura; Esto es una ventaja, pues ' automáticamente se evita el sobrecalentamiento excesivo de la periferia de las piezas.

CAP. X V .

140.


373

Instalaciones para el c a l e n t a m i e n t o

Para generar corrientes ele alta frecuencia para el calentamiento d e las piezas d e acero, existen tres tipos de- instalaciones : 1.° M o t o r generador. 2.° Generadores con válvulas termoiónicas ; .y 3-.<>- G e n e radores "de- chispa.1.° MOTOR GENERADOR.—Se emplean para frecuencias relativamente bajas d e 60 a .25.000 ciclos por s e g u n d o , con capacidades v a riables desde 5 k w . hasta varios cientos de kilovatios. S e utilizan, en general, para grandes profundidades de calentamiento, variables desde 1,5 a 5 m m .

F igura Temple

por

alta

frecuencia

344 de

barras

de

acero.

2.° GENERADORES DE VÁLVULAS.—Se emplean para frecuencias m u y elevadas desde 100.000 a 5.000.000 de ciclos por s e g u n d o , con capacidades de 5 a 100 K w . 3." GENERADORES DE CHISPA.—Se utilizan para frecuencias m u y elevadas desde 20.000 a 1.000.000 de ciclos, con pequeñas capacidades de 5 a 40 K w . D e las tres clases de instalaciones, las d o s primeras son las más utilizadas, empleándose generalmente para grandes espesores el motor generador y para p e q u e ñ o s espesores, lo'S generadores de válvulas.

374

141.


Dispositivos de t e m p l e

En las instalaciones cíe temple por corrientes de alta frecuencia, se emplean los más variados dispositivos para el calentamiento y enfriamiento de las piezas. E n las figuras 343 y 344 se ven d o s tipos de aparatos m u y empleados para el temple de barras. Al avanzar la pieza y pasar a través de las espiras se calienta el acero de la zona periférica, que l u e g o se templa al ser enfriado p o r los c h o rros de agua que están dispuestos m u y p r ó x i m o s a la espira. En la figura 345 se ve el método empleado para templar engranajes. Las superficies de los clientes q u e se desea endurecer, son

Figura Temple

345

p o r alta f r e c u e n c i a

de

engranajes,

calentadas al ser colocada la pieza dentro de las espiras y luego al desplazarse hacia abajo, los surtidores ele a g u a . especialmente dispuestos para ello, templan la zona que estaba caliente. L a disposición de las espiras debe ser adecuada a la f o r m a de la pieza y al método" de trabajo a d o p t a d o , En las figuras-346 y 347.se ven dos instalaciones en las que las piezas van colocadas en cintas transportadoras. En una de ellas se calientan varias piezas a la vez, y en la otra cada pieza se calienta individualmente, empleándose en cada caso diferente disposición de las espiras. E m p l e a n d o instalaciones de alta frecuencia se pueden templar muchas piezas de pequeños motores y máquinas en m u c h o m e n o s tiempo que el que se necesita utilizando cualquier otro medio de calentamiento. En la.figura 348 se ven 75 piezas de un g r u p o motor compresor que han sido templadas en instalaciones de alta fre-

CAP. X V .


375

cuencia. Para templar 100 bulones de los de m a y o r tamaño en un h o r n o de mufla, se necesitan quince horas, y e m p l e a n d o c o m e n t e s de alta frecuencia, se templan en cuatro horas.

Espiras

Depósito cíe temple Figura

346

C a l e n t a m i e n t o c o n t i n u o de piezas de p o r alta

Figura acero

Temple

de

peque'ñas alta

frecuencia.

347 piezas ' d e

acero

por

frecuencia.

Para cada a p o y o de leva se necesitan tres minutos e m p l e a n d o hornos de mufla y bastan quince s e g u n d o s calentándolos p o r alta

F i g u r a 34S D i v e r s a s piezas t e m p l a d a s p o r alta

frecuencia.

frecuencia. En las diversas piezas de la figura, el ahorro de tiempo c o n s e g u i d o varía de la tercera a la vigésima parte.

376

TRATAMIENTOS TÉRMICOS. DE

I.OS

ACEROS

Para el temple de' muelles también se emplea con éxito el calentamiento por alta frecuencia. U n a de las instalaciones más usadas es la de la figura 349. El muelle queda rodeado por las espiras de cobre a p o y a d o en dos cilindros móviles q u e le hacen girar alrededor de su eje durante el calentamiento. T e r m i n a d o éste, se separan los cilindros y cae el muelle al depósito de enfriamiento.

Figura 349 Instalación

para

el t e m p l e

de

muelles

por

alta

frecuencia.

Lo's inconvenientes más importantes del temple por alta frecuencia son : 1.° el elevado costo de las instalaciones, 2." la necesidad de preparar en cada caso dispositivos adecuados para cada d a s e de trabajo, 3.° la gran velocidad de calentamiento y, 4.° la gran diferencia ele temperaturas que existe en un m o m e n t o determinado en zonas muy próximas de las piezas, que dan lugar luego a variaciones muy bruscas de dureza. 142.

C o n t r o l de ¡a p r o f u n d i d a d de c a l e n t a m i e n t o

La profundidad de calentamiento que se c o n s i g u e utilizando instalaciones de alta frecuencia, depende principalmente d e tres variables : Frecuencia, potencia y tiempo. M o d i f i c a n d o esas carac-

CAP. X V .

398


lerísticas se p u e d e n utilizar las más variadas c o m b i n a c i o n e s para c o n s e g u i r , en c a d a c a s o , los m e j o r e s resultados. P a r a dar una idea de la influencia que cada u n o de esos f a c tores ejerce en el c a l e n t a m i e n t o , a c o n t i n u a c i ó n c i t a m o s a l g u n o s e j e m p l o s en ios que al mantener constantes d o s factores, se v e n las v a r i a c i o n e s que se c o n s i g u e n m o d i f i c a n d o el tercero. L o s resultados c o r r e s p o n d e n a barras de 25 m m . d e d i á m e t r o .

Instalación

Variación

para

el

temple

de

piezas

pof

alta

frecuencia.

u n a i n s t a l a c i ó n ele 2 0

de .frecuencia.—Utilizando

Kw.

y un ' s e g u n d o ele calentamiento se o b t i e n e c o n 500.000 c i c l o s , 2 m i límetros d e p r o f u n d i d a d y c o n 2.000.000 de c i c l o s n. m m . de p r o f u n didad. Variación

de

la potencia.—Con

medio segundo

de

calentamien-

to y 500.000 c i c l o s se o b t i e n e con 20 K w . , una p r o f u n d i d a d 2,2" m m . , y , c o n 40 K w . la p r o f u n d i d a d es ele 3,1 m m . Variación

del

tiempo.—Con

una

instalación

de

500,000 c i c l o s se o b t i e n e c o n un s e g u n d o , 2 m m . de v c o n d o s s e g u n d o s , 2,9 m m . 143.

B o m b a r d e o de

20

Kw.

de y

profundidad

perdigones

A u n q u e esta o p e r a c i ó n n o es un tratamiento t é r m i c o , la incluím o s en este c a p í t u l o p o r considerarla, c o m o una de las más interesantes entre las que se utilizan h o y en la industria para m e j o r a r el r e n d i m i e n t o de los a c e r o s .

378

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS.

DE

I.OS

ACEROS

El procedimiento, que consiste en bombardear la superficie de las piezas con pequeñas bolas de acero, se emplea, principalmente para aumentar la resistencia a la fatiga de numerosas piezas de máquinas y motores. El efecto que se c o n s i g u e en este proceso es el mismo que se obtenía antiguafnente, cuando se batían las espadas en frío con el extremo redondeado de los martillos. El método de trabajo ha sido modernizado y los resultados q u e se obtienen con el b o m b a r d e o de perdigones, es m u y parecido al que se obtenía antiguamente con el martillado. Las zonas superficiales de las piezas quedan sometidas a grandes esfuerzos d e c o m p r e s i ó n residuales, que incrementan la resistencia a la fatiga y evitan gran número de roturas q u e se inician en la superficie de las piezas. Controlando el tamaño de las bolas, la velocidad de c h o q u e v el número de impactos por centímetro cuadrado, se puede emplear este procedimiento con gran éxito para piezas m u y diversas c o m o barras de torsión, muelles, ejes, palieres, piñones, cadenas, espárragos y otras muchas piezas. R i c k Hansell cita que en sus ensayos c o n s i g u i ó aumentar la resistencia-a la f a t i g a - d e diferentes piezas en los siguientes porc e n t a j e s : cigüeñales, 900 % ; muelles helicoidales, 137 % , y j u n tas soldadas, 475 % . Se emplean dos métodos para lanzar las bolas sobre las piezas. En uno de ellos las bolas son arrastradas por un soplado m u y enérg i c o , a n á l o g o al del chorro de arena, en el que salen mezclados el aire y las bolas. Otro método consiste en colocarlas en una rueda, q u e gira rápidamente y. de la que salen despedidas por la fuerza centrífuga. U n o d e los procesos d o n d e más éxito ha tenido este procedimiento, ha sido en la fabricación de muelles. Con este tratamiento es posible aumentar el límite de fatiga de 55-70 k g / m m 2 hasta 80-100 k g / m m 2 , empleándose para muelles fabricados con barras de 6 a '20 m m . de diámetro, presiones de aire d e 4 a 6 k g / c m 2 y p e r d i g o nes de 0,5 a 1,5 m m . d e diámetro. L a duración del tratamiento suele variar de 10 a 15 minutos.

C A P I T U L O

CAMBIOS

XVI

DE V O L U M E N Y D E F O R M A C I O N E S DE LOS ACEROS EN LOS T R A T A M I E N T O S T E R M I C O S

144. Durante los tratamientos térmicos, los aceros sufren van a c i o n e s de v o l u m e n , y deformaciones bastante importantes que pueden ser debidas a una d e las siguientes causas : 1.° Dilatación térmica. 2.° Modificaciones en la microestructura del acero. 3.° D e f o r m a c i ó n plástica del metal en caliente. A u n que esos c a m b i o s en las dimensiones suelen ocurrir casi simultáneamente, para facilitar su estudio los consideraremos cada uno de ellos por separado. 145.

C a m b i o s de v o l u m e n

por d i l a t a c i ó n

o contracción

térmica

A l calentarse un acero, el material se dilata, aumentando progresivamente el v o l u m e n de las piezas a medida que se eleva la temperatura. L o s coeficientes ele dilatación térmica ele la mayoría de los aceros ordinarios, son aproximadamente del m i s m o orden q u e el del acero extradulce, que es de l é x lO" 6 , entre 20'° y 700°. A s í , p o r ejemplo, el coeficiente de dilatación ele un acero ordinario de 0,15 1% de C , en el intervalo 0°-200°, es ele 1 2 , 3 x 1 0 " ° ; de 0° a 400°, es d e 13,5 x 10" G y de 0 o a 600° es ele 14,2 x 10" 6 . Esto quiere decir que si una varilla de acero de 100 m m . de longitud se calienta desde la temperatura ambiente (20°) hasta 600° se dilata un 0,82 % (100 x 14,2 x 10" 6 x ( 6 0 0 o - 2 0 ° ) = 0,82 m m . y queda con una longitud de 100,82 m m . y si se enfría lentamente desde esa temperatura hasta la temperatura ambiente, sufre una contracción de 0,82 % aproximadamente. 146.

C a m b i o s de v o l u m e n debidos a la m o d i f i c a c i ó n de los constituyentes

C u a n d o un acero al c a r b o n o atraviesa en el calentamiento, hacia los 730 o -738 o , la zona crítica se contrae, y l u e g o , c u a n d o en el

380

TRATAMIENTOS TÉRMICOS. DE I.OS ACEROS

enfriamiento lento, vuelve a atravesarla otra vez hacia los 110°-680°, se dilata. Estas variaciones de volumen son siempre inversas a las que experimenta el material p o r las leyes normales de la dilatación térmica que antes h e m o s Dilataciones estudiado. Es decir, % \ ( cuando en el ealenta1,2 niento, el acero al cary— b o n o aumenta de v o \\ / lumen p o r efecto de las leyes de la dilataW / / y> yción, al llegar a la z o V // V na crítica se contrae / 0,6 Calen!ami<¿nfo /y de 0,05 a 0,09 % aprox i m a d a m e n t e v en W í ^ n / riamante En|r amien
/

/

(

100

200

500

500

600

700

800

Estos c a m b i o s de volumen que ocurren Figura 350 al atravesar las zonas Variaciones de volumt;n que experimenta un acero de críticas, son d e b i d o s a 1 % de carbono en el calentamiento y enfriamiento. los c a m b i o s de estructura, es decir, a la transformación de perlita en austenita, en el calentamiento, y de austenita en perlita en el enfriamiento. C u a n d o el enfriamiento es lento, estos c a m b i o s ocurren a alia temperatura (720°-660°) (figura 350), y no son muy peligrosos porque las modificaciones de medida no son m u y importantes y además el. acero caliente es plástico y ite bien ciertas deformaciones. En c a m b i o , cuando se templa un acero, la transformación de la austenita ocurre a baja temperatura (50IO-350°) y aparecen cristales de martensita en lugar de cristales de perlita. Temperaturas

Entonces la transformación es más peligrosa porque el acero frío no es plástico, el aumento de volumen debido a esta transformación suele ser bastante m a y o r que el que se presenta, c u a n d o la transformación ocurre a los 720°-660 o y, además, porque algunas veces sólo ciertas partes de las piezas sufrén esa gran dilatación, mientras otras conservan su volumen primitivo.

CAP. xvi.—CAMBIOS DE VOLUMEN Y DEFORMACIONES DE LOS ACEROS

38 L

E n el temple se suele presentar un f e n ó m e n o p a r e c i d o al q u e ocurre en i n v i e r n o c u a n d o el a g u a se hiela en las tuberías de c o n d u c c i ó n y lo m i s m o que los t u b o s a l g u n a s veces se suelen r o m p e r p o r efecto d e la c o n s i d e r a b l e dilatación del a g u a en el m o m e n t o de la s o l i d i f i c a c i ó n , el acero también se suele agrietar p o r efecto de la g r a n dilatación q u e experimenta en el t e m p l e .

147.

V a r i a c i o n e s en la f o r m a y d i m e n s i o n e s de las piezas d e b i das a las d e f o r m a c i o n e s p l á s t i c a s en c a l i e n t e

A l calentarse un acero, d i s m i n u y e m u c h o el límite ele elasticidad, y d e b i d o a esta circunstancia el acero caliente se d e f o r m a b a j o la a c c i ó n de esfuerzos que en f r í o n o llegarían a ocasionar n m g u n a d e f o r m a c i ó n p e r m a n e n t e . Estas d e f o r m a c i o n e s p e r m a n e n tes s ó l o ocurren c u a n d o el material sufre esfuerzos superiores al límite de elasticidad del acero a la temperatura q u e se encuentre.

148.

A l g u n o s e j e m p l o s de d e f o r m a c i o n e s en los

tratamientos

D e s p u é s de señalar los principales f e n ó m e n o s q u e ocurren en el calentamiento y enfriamiento de los aceros, estudiaremos ahora diferentes casos en los que se presentan d e f o r m a c i o n e s importantes, g r a n d e s t tensiones y v a r i a c i o n e s de v o l u m e n que suelen ser el orig e n d e m u c h a s grietas y roturas. 1.°

ENFRIAMIENTO

EN

AGUA

POR

UNA

SOLA

ZONA

DE

UNA

PIEZA

DE ACERO AUSTENÍTICO.—Comenzaremos e s t u d i a n d o las variaciones de v o l u m e n d e b i d a s exclusivamente a la dilatación térmica y al d e s igual e n f r i a m i e n t o de las piezas. Para ello e m p l e a r e m o s un acero cte 30 i% de níquel que es austenítico a la temperatura ordinaria y q u e , p o r lo tanto, no tiene p u n t o s críticos y no experimenta transf o r m a c i o n e s microestructurales en el calentamiento ni en el enfriamiento. O b s e r v a r e m o s lo que s u c e d e al enfriar en a g u a s ó l o la parte inferior d e una pieza de acero caliente a 800°, p o r e j e m p l o . Esa pieza, al ser calentada desde 20° a 800°, experimenta una dilatación. Luego', a l ' e n f r i a r s e bruscamente en a g u a únicamente la parte inferior ( f i g . 351), esa zona se contrae rápidamente mientras la parte superior, que inicia un d e s c e n s o m u y lento de temperatura, se m a n tiene durante bastante t i e m p o a temperatura superior a 700°. L a c o n t r a c c i ó n de la parte inferior tiende a forzar el material de la z o n a superior para que tome su f o r m a y d i m e n s i o n e s y c o m o el

382


I.OS

ACEROS

acero en esa zona está todavía caliente, se deforma plásticamente hasta alcanzar un cierto grado de equilibrio. Por fin, p o c o a poco r a descendiendo J a temperatura ele la pieza hasta que toda ella queda a la temperatura ambiente. _ En este momento la pieza tendrá una forma distinta a la inicial, quedando Ja zona superior más corta por efecto de la deformación

Q

n

20°

•

a 800°

E n j n a m i e n i o en a g u a

r^T^hse

1

rzrWs{a

cíe l a c a r a

enfria

muy

¡njenor

c/es^j.

T

' ¿pi^^;./-=-

zona seen/ria muy r

Ciespu-as da! temple ana <jucda an iension

a

zona,

t/utda Figura

Modificaciones acero

de

forma

austenftico

y

comf_ 351

dimensiones

enfriada

de

una

pieza

de

desigualmente.

permanente que ha sufrido en caliente. A h o r a , al quedar la zona superior más corta que la inferior, aquélla tenderá a forzar al material a que igualen su's dimensiones sin conseguirlo porque el material de la parte inferior está frío y no es plástico y quedará la pieza c o n ' diferentes dimensiones que antes del tratamiento y con tensiones internas que pueden llegar a romperla. La zona supe-

CAP. XVI.

CAMBIOS DE VOLUMEN Y DEFORMACIONES DE LOS ACEROS

383

rior quedará más corta y en tensión y. la inferior quedará primida. 2.°

ENFRIAMIENTO

EN A G U A D E U N R E D O N D O D E 2 5 M M . D E

AUSTENÍTICO.—Otro caso

a

muy

parecido

ocurre al enfriar

comACERO

rápida-'

M

Zo°

-m m / m

a 800°

Enfriamiento

«n

agua

T "

¡ l o n a , d a c.o{Hanoi e n l o l a r d o i

Q ¿0

I

~ r

Después d«L temple

l E s i a x o n a qu
- — S e ha contra ido 0,0125%1

I

QÍO" J

Después. del

rectificado

—Se ha contraído 0.058%" Figura

352

Se crean grandes tensiones en un redondo de acero austenítico enfriado en agua desde alta temperatura.

mente en agua desde alta temperatura un tenítico de 30 ;% de níquel ( f i g . 352). En rentemente el enfriamiento de la pieza se. cede así. Tratándose de redondos d e más

redondo de a c e r o . a u s este caso, aunque apahace por igual, no sude 20 m m . de diáme-

384


I.OS

ACEROS

tro, se acusa el efecto de la masa, enfriándose m u c h o más rápidamente la periferia que el centro. En este caso, en el enfriamiento ocurre lo siguiente : Primero se contrae la zona superficial comprimiendo fuertemente al núcleo central, llegando a abombarse ligeramente el cilindro y a tomar forma de barril al verse forzado el material a buscar salida hacia el exterior. Después, cuando la zona periférica está fría, va descendiendo la temperatura en el centro y el material del núcleo central tiende a contraerse, pero c o m o está ligado ínfimamente y f o r m a un conjunto con la capa exterior, que ya no puede modificar su v o lumen porque está fría y rígida, queda estirando hacia el interior e:j gran estado de. tensión. Midiendo cuidadosamente la longitud de la barra se puede observar una ligera contracción de 0,0125 milímetros aproximadamente. Si tomamos luego esa pieza y la torneamos o rectificamos, eliminando la capa exterior, v e m o s que el núcleo central se contrae longitudinalmente y queda más corto que

a. 780' - too. ( . o j " ^ - ( w . o i

%

Deapu.es
en a g u a

a 2o*

• 100 t 0.5%"- 100.5% b u r e i a . * 65 R o ckw/ctl C

Figura Dilatación

de

una

rramentas

después

varilla de

haberse o b t e n i d o

de

haber una

353 acero sido

al

carbono

templada

dureza de

en

Rockwell

de agua

hey

C.

su tamaño inicial. Se contrae 0 , 0 3 8 m m . aproximadamente r e v e lando esta contracción las grandes tensiones que existían después del enfriamiento en. el agua, debidas al desigual enfriamiento de la pieza. 3.° RO

AL

T E M P L E EN AGUA Y EN ACEITE DE R E D O N D O S CARBONO

DE

HERRAMIENTAS.—Al

DELGADOS

DE

ACE-

templar un acero al carbono

CAP. XVI.


385

de 0 , 9 0 ' % de C , se m o d i f i c a n las dimensiones de las piezas d e b i d o a dilataciones térmicas, modificaciones de microestructura y a deformaciones plásticas en caliente. Si se calienta progresivamente hasta 800° una varilla de 100 m m . de longitud y 5 m m . de diámetro, se observa que antes de alcanzar esa temperatura, experimenta un continuo aumento de v o l u men debido a la dilatación térmica y luego, al llegar a 738° aproximadamente, sufre una contracción debida al c a m b i o microestructural, q u e d a n d o finalmente a 7.80°, con una longitud aproximada de 101,03 m m . L u e g o , al enfriarse el acero rápidamente en agua, se observa que la varilla ha quedado con 100,3 milímetros, l o n g i t u d m a y o r que la primitiva y el acero está constituido por cristales de martensita con una dureza de 63-65 R o c k well-C. E n el temple martensítico de los aceros al c a r b o n o hay siempre aumento de v o l u m e n ( ñ g . 353). Si t o m a m o s ahora u n a pieza d e 100 m m . de l o n g i t u d y 10 m m . de diámetro del misAntes del temple m o acero y la templam o s en aceite (ñgura - - 1 0 0 "Ym 354), obtenemos, en c a m b i o , una estructuDaspuas d e l templa en aceite ra troostítica, una dureza de 42 R o c k w e l l C y v e m o s que la v a -100 "Trn rilla conserva la misD u r e z a . * 42 R o c u w e l l c ma longitud original. F ¡ g u r a 354 Esto ocurre p o i q u e N o h a y d i l a t a d ó n en u n a varilla de acero al carbono cuando en el temple de herramientas, después del temple en aceite, en c-1 se obtienen estructuras que no se consigue, una dureza elevada. martensíticas, hay aumento de v o l u m e n (fig. 350), y en c a m b i o no hay modificación de v o l u m e n o la variación es despreciable, c u a n d o el enfriamiento es lento y se obtienen estructuras troostíticas o sorbíticas relativamente blandas. 4.°

TEMPLE

EN

AGUA

DE

UN

REDONDO

DE

15

MM.

DE

ACERO

DE

HERRAMIENTAS AL CARBONO.—Si se toma una barra de 100 m m . de longitud "y de 15 m m . de diámetro, de un acero de 0,90 % de carb o n o y se templa rápidamente en agua, se modifican las d i m e n s i o nes iniciales de la pieza (figura 355). L a periferia se enfría rápidamente ; primero se contrae al disminuir la temperatura y l u e g o se dilata al transformarse la austenita en martensita m u y dura. El núcleo central, en c a m b i o , se enfría más lentamente y se contrae, pero sin

TRATAMIENTOS TÉRMICOS. DE I.OS

386

ACEROS

llegar luego a experimentar c o m o la periferia la gran dilatación, d e bida a la f o r m a c i ó n de los cristales de martensita. E n esta zona interior se f o r m a una estructura troostítica blanda que tiende a ocupar menos v o l u m e n que el espacio que le ha d e j a d o la envuelta exterior

Q 800°

En^riamien-lo

¡ Zona

en a g u a

d e e n f r i ' a m i e n l o lenlo"'

fe Después

Expansión 0,0,58

l o n a dura 77%,

del "temple

¡ E sta zona queda mas blanda q u e d a , en tensión

Zona Se

ha

c o n 4 r a i d o 0.2%,

"

—

Figura Se crean

fuertes

carbono

de

tensiones

en

herramientas

blanda '

~¡ Despuee i ¿el ¡ rec+ificado

355 un

redondo

templado

en

de a c e r o

al

agua.

martensítica, quedando, por lo tanto, en tensión. C o n t r o l a n d o c u i dadosamente las medidas después del temple, se observa q u e h a y una pequeña dilatación en el centro del redondo de 0,038 m m . que le da una ligerísima forma de barril.

CAP. XVI.

387

C A M B I O S DE V O L U M E N Y D E F O R M A C I O N E S DE L O S A C E R O S

El estado de tensión del material del núcleo central, q.ue queda estirando al de la periferia hacia el centro, se c o m p r u e b a fácilmente. R e c t i f i c a n d o el r e d o n d o después de templado, hasta eliminar toda la capa exterior dura, v e m o s que el núcleo central se contrae 0,2- m m . lo que demuestra que el desigual enfriamiento y la f o r m a c i ó n d e diferentes constituyentes han dado lugar a diferentes estructuras que han ocasionado grandes tensiones en el interior de las piezas. 5.°

TEMPLE

EN

AGUA

RRAMIENTAS.—Cuando (780<5-850°) un c u b o de aristas se enfrían niás ñgura 356 se señalan

DE

UN

CUBO

DE

ACERO

AL

CARBONO

DE

HE-

se templa en agua clesde alta temperatura acero ele 50 m m . d e lado, los vértices y las rápidamente que el resto de la masa. En la gráficamente esas diferencias de enfriamien-

D c t p u c s del temple l a s e pápete ion entre tot centros r t - ios t i v i » a -T.Uinanbodo -^ -

Envttemple las z o o a j ojeu.recidas *e i n f r i a n m ¿ * r¿P;«A»m«nU.

D o i p u ó s d«L r « v « o i d o U s e p a r a c i ó n entre cantros d e las c a r e » h a Oumtnt o d o cu OJmro. « p r ó x i m a d e m a n i * . Figura

Dilatación

que

experimenta

un

356 cubo

de

acero

l a d o al ser t e m p l a d o

en

agua.

de 50 m m :

de

to. L a s zonas q u e se enfrían rápidamente, al seguir las leyes de la dilatación y contracción térmica, disminuyen de v o l u m e n cuando va descendiendo su temperatura y aprisionan al metal caliente dèi interior, que tiende a salir p o r el centro de las caras, q u e c o m o están todavía a l g o calientes ceden a las presiones internas y se deforman, apareciendo una ligera curva en cada una de las seis caras ( B ) .


388

Después, cuando el centro va perdiendo temperatura, el material tiende a contraerse y se desarrollan esfuerzos de tracción hacia el c o r a z ó n . C o m p r o b a n d o las dimensiones cuando el metal está frío se observa que cada una de las caras del c u b o ha cedido un p o c o hacia el exterior, aumentando la distancia que hay entre ellas en 0,1 m m . ( C ) . Si finalmente se da a la pieza un revenido a 22-5°, se observa que la distancia entre las caras opuestas ha aumentado y es ahora 0,2 m m . m a y o r que la inicial. Esto sucede porque con el rev e n i d o 'Se eliminan gran parte de las tensiones que tenía el material al quedar el acero templado y el c u b o sufre una ligera dilatación, a pesar de que en el revenido los aceros generalmente se contraen. 6.°

TEMPLE

DE ANILLOS

DE ACERO POR

EL INTERIOR.—En las piezas ele acero de también grandes tensiones cuando son terior. Calentando a 8-50° un anillo de acero quel, de 50 m m . de diámetro exterior y A •

B

Disminuye el diámetro inlerior

UN C H O R R O

DE AGUA

POR

f o r m a anular se presentan templadas sólo por el inaustenítico de 30 ;% de ní15 m m . de interior y haC

y de un tornccuio O rectificado superficial AumerWa el d í á m c f r o írrfcrior"

Figura 357 Variaciones de medida que experimenta un anillo de acero, templado con un chorro de agu
ciendo pasar p o r el a g u j e r o un chorro de agua, se observa q u e se enfrían rápidamente las capas interiores, mientras las exteriores están todavía al r o j o . Esta contracción forzará al metal caliente plástico de las capas externas hacia la zona central. L u e g o , al enfriarse la zona periférica, no p o d r á contraerse todo lo q u é debía por efecto de las leyes de dilatación y contracción térmica, por impedirlo la zona interior fría y rígida, que quedará fuertemente c o m primida por efecto de la presión que sobre ella ejercerán las capas exteriores;

CAP. X V I .


389

Estas fuertes presiones al actuar sobre la zona interior q u e estará fría y que habrá q u e d a d o con el diámetro inicial la comprimen y hacen que disminuya el diámetro interior del anillo. El efecto de estas tensiones internas se puede observar perfectamente m i d i e n d o el diámetro del a g u j e r o después del templé, c u a n do toda la pieza está fría y luego, después de haber eliminado por torneado o rectificado las capas exteriores. E n t o n c e s se ve que el diámetro interior aumenta 0,042 m m . , lo que indica que antes el material estaba c o m p r i m i d o . Con un acero al c a r b o n o de herramientas las tensiones q u e se crean son más intensas que en el caso del acero austenítico d e 30 % de níquel y la expansión de 0,064 m m . que experimenta el diámetro interior después del rectificado, es también m a y o r .

I n s t a l a c i ó n p a r a el r e c o c i d o de fleje c o n h o r n o s de c a m p a n a .

149.

I n f l u e n c i a de la

composición.

L a dilatación y contracción térmica, los c a m b i o s microestructurale's y las d e f o r m a c i o n e s plásticas son, c o m o acabamos de ver, las causas q u e originan las deformaciones y variaciones de v o l u men en el temple. Estas variaciones dependen de la c o m p o s i c i ó n del acero, d e la temperatura de temple, de la velocidad de calentamiento, del tamaño y f o r m a de las piezas y del medio de enfriamiento. La influencia de la c o m p o s i ó n e'S también m u y importante y por

390


I.OS

ACEROS

esta causa, cuando interesa que en el temple las deformaciones sean las mínimas posibles, se usan los aceros indeformables que apenas acusan variación en sus dimensiones. L a s dilataciones q u e experimentan después del temple, y después del temple y revenido, los aceros más utilizados para la fabricación de troqueles, matrices, machos d e roscar de precisión, fresas, etc., se pueden ver en la T a b l a X L I I .

TABLA

XLII

D i l a t a c i ó n T I P O

DE

lineal Temperatura

A C E R O Después del temple

Acero al carbono de 0,90 de U

%

Acero indeformable de 1 de Mil

%

D e s p u é s del t e m p l e y revenido

de r e v e n i d o

0,300 «/o 0,092 »/o

0,035

180°

Acero indeformable de 1 % de carbono y 5 % de cromo

0,080%

0

525°

Acero indeformable de 12 0/lo de O r .

0,060%

Dilataciones y contracciones revenido,

algunos

que experimentan,

0 — 0,03 0

300" 425° 500°

después del t e m p l e , y después . del t e m p l e y

a c e r o s q u e se e m p l e a n

p a r a la f a b r i c a c i ó n

de

troqueles.

El acero al c a r b o n o de 0,90 °/0 de C , fué templado en agua v 'os demás en aceite, c o n s i g u i é n d o s e en todos ellos después del temple durezas c o m p r e n d i d a s entre 63 y 66 R o c k w e l l C .

C A P I T U L O

XVII

T A M A Ñ O DE G R A N O

1 5 0 . D e s d e hace m u c h o s años se sabe que existe cierta relación entre la -tenacidad de los aceros y el tamaño de g r a n o . Siempre se. han preferido los aceros de g r a n o f i n o , p o r q u e las herramientas y piezas fabricadas con esos aceros, tienen m a y o r tenacidad que las fabricadas c o n aceros de g r a n o g r u e s o . R é a u m u r o b s e r v ó en sus trabajos h a c i a . e l año 1722, que al aumentar la temperatura de temple de los aceros, el g r a n o de las fracturas era cada vez más grosero, a la par q u e el acero se hacía más frágil. T a m b i é n señaló q u e .en los .aceros de g r a n o f i n o la penetración del temple era menor que en los aceros de grano grueso. C o n el transcurso del tiempo se fué d a n d o cada vez más importancia en los aceros, al tamaño ele g r a n o , y hacia. 1920, se.iniciaron en A m é r i c a y en Suecia una serie de trabajos sobre esta materia. 'La empresa sueca U d d e h o l m s Aktiebolaget, estableció en 1926 una clasificación de fracturas, calificándolas ,según su aspecto del 1 al 5. M á s tarde, en 1927, b a j o la dirección d e R a g n a r A r p i y con la supervisión d e Jernkontoret, se completó y a m p l i ó la calificación de las fracturas del 1 al 10. P o r aquellos años M e Quaid y E h n al estudiar los aceros de cementación, observaron que en la superficie de a l g u n o s aceros después de cementados y templados, aparecían puntos b l a n d o s . A l examinar con el m i c r o s c o p i o las capas cementadas de esos aceros (cuando después de la cementación c ran enfriados lentamente), descubrieron q u e sus estructuras eran siempre de g r a n o f i n o . En c a m b i o en otros aceros las durezas eran muy elevadas y uniformes, y observaron que estos últimos después del enfriamiento lento, quedaban con grano g r u e s o . En esos d o s g r u p o s de aceros, q u e se c o m p o r t a b a n de distinta manera, c o m p r o b a r o n que la distribución d e la ferrita y de la cementita de la capa periférica, era también diferente. En los aceros de g r a n o f i n o , aparecían con frecuencia la cementita y la ferrita desordenadas, f o r m a n d o zonas coalescentes, mientras q u e en la zona

392


I.OS

ACEROS

cementada de los aceros de g r a n o grueso, aparecían esos constituyentes f o r m a n d o estructuras laminares, rodeadas por una red m u y bien formada de cementita. A los aceros del primer g r u p o se les llamó anormales, y a los otros normales. B . F . Shepherd, de la Ingersoll Rancl C o m p a n y , dió a conocer en 1934 otro nuevo procedimiento para determinar la penetración de temple y la apariencia de la fractura en los aceros d e herramientas al c a r b o n o , que tiene ciertas semejanzas con el propuesto por la U d d e h o l m s . A l estudiar estos investigadores ordenada y sistemáticamente estos problemas, se v i ó que las antiguas preferencias que existían por determinados tipos de aceros y las ideas que se tenían sobre el desigual c o m p o r t a m i e n t o de aceros de la misma c o m p o s i c i ó n , eran acertadas, y a partir de esa época, se ha itido ya sin reservas, la decisiva influencia del tamaño d e g r a n o en la calidad de las piezas o herramientas de acero. En este capítulo, siempre que hablamos de tamaño de g r a n o , nos referimos al tamaño de g r a n o austenítico, es decir, al tamaño de g r a n o correspondiente al m o m e n t o anterior a iniciarse el enfriamiento cuando el acero está, a temperaturas variables de 750° a 1.000°, en estado austenítico. C o m o se ha c o m p r o b a d o que este tamaño de g r a n o es el que ejerce influencia más decisiva en el c o m p o r t a miento d e los aceros, es al que se ha dedicado atención preferente, no habiéndose estudiado en c a m b i o , con tanto detalle, las m o d i f i caciones que experimentan los granos de ferrita, perlita, etc., por ser su importancia secundaria. A l g u n a s de las conclusiones más interesantes a que se ha llegad o después de los más recientes estudios sobre el tamaño de g r a no son : 1. a El tamaño d e g r a n o austenítico, es un factor decisivo en la calidad v en el comportamiento de los aceros. 2. a Cada colada de acero, es decir todo el acero de las barras o piezas fabricadas con una colada, tiene una f o r m a característica de comportarse. L a s piezas o herramientas fabricadas con algunas coladas de acero, tienen una tendencia muy marcada a dar después del temple estructuras groseras v son en general f r á g i l e s , y las piezas fabricadas con otras coladas que son de g r a n o f i n o , son en c a m b i o m u y tenaces. 3. a El tamaño de g r a n o austenítico de los aceros, se m o d i f i ca al elevarse la temperatura y al prolongarse la duración de! calentamiento. Si se toman varias barras d e una colada ele acero que tiene tendencia a dar fracturas finas después de! temple a tempe-

CAP. X V I I .

TAMAÑO DE

GRANO

393

ratura normal, y se templan a temperaturas m u y elevadas (950° a 1.050°) se observará que después d e rotas presentan fracturas g r o seras. 4. a En los aceros que después del temple quedan con una dureza superior a 55 R ó c k w e l l - C , hay una relación m u y estrecha entre ei g r a n o de fractura y el tamaño que tenía el g r a n o austenítico en el m o m e n t o anterior al temple. 5.11 H a y una diferencia muy señalada entre el g r a n o de los aceros, que durante el proceso d e fabricación han sido desoxidados con silicio, y el de los aceros que han sido d e s o x i d a d o s con aluminio. L o s aceros fabricados con silicio, tienen en general g r a n o grueso, y los fabricados con aluminio, g r a n o f i n o . Lo's resultados comparativos que se obtienen con aceros de la misma c o m p o s i c i ó n y diferente tamaño de g r a n o son :

TABLA

XLIII

GRANO

Templabilidad Tenacidad

FINO

mucha

poca

para la misma dureza

GRANO GRUESO

mucha

poca

Deformaciones en el temple

pocas

muchas

Grietas ..'.

pocas

bastantes

Tensiones residuales

pocas

bastantes

peor

mejor

Maquinabilidad en estado recocido I n f l u e n c i a del t a m a ñ o

15'1.

de g r a n o en las c a r a c t e r í s t i c a s

de los

aceros.

F o r m a c i ó n y c r e c i m i e n t o de los granos de a u s t e n i t a

C u a n d o al calentar un acero al c a r b o n o o de baja aleación, se sobrepasa el punto crítico A c u una gran parte de la ferrita y de la cementita que contiene el acero se transforman en austenita. A l continuar elevándose la temperatura del acero, los pequeños g r a n o s de austenita que se han f o r m a d o , se desarrollan por absorción de la ferrita o cementita adyacente. El tamaño inicial de los granos de austenita, suele ser relativamente pequeño en tocios los aceros,- osciland o generalmente entre l o s números 5 v 8 de la clasificación A. S. T . M. • El proceso dé^crecimiento de esos cristales, depende m u c h o del tipo de acero. En los aceros de g r a n o grueso, en cuanto se eleva

394


I.OS

ACEROS

Ir, temperatura por encima de la crítica, los primitivos, granos de austenita empiezan .a crecer, aumentando continuamente su tamaño hasta alcanzar los mayores tamaños. En la'figura 358 se ve' c ó m o en los aceros 3 y 4 a partir de 800°, al aumentar la temperatux/iM granos por Tamaño ra, crece progresivamente pulgada cuadrada de <]rano el tamaño de los granos200 En la figura 359 también se puede observar que en el acero A ha aumentado sensiblemente el tamaño de los granos al ser calentado a 885 fl . En c a m b i o en los aceros de grano fino, al elevarse la t e m p e r a t u r a de 100° a 200" por encima de la crítica, aumenta muv p o co el tamaño de los granos y permanecen pequeños en esa zona de temperaturas. L u e g o a partir de una cierta temperatura variable de 925'° a l.OOO10, el tamaño de los cristales aumenta rápidamente. En la f i g u r a 358 s se ve que cuando el acero T 1 alcanza 961® aproximada1050° 1100' 300' f rel="nofollow">S0' 900' 950° 1000' mente, se inicia un rápido Temperatura de crecimiento del tamaño de ñor m a/tz ac ion los cristales. A 975° apareF i g u r a 358 cen ya un cierto número de C r e c i m i e n t o del t a m a ñ o de g r a n o en d o s a c e r o s de cristales gruesos que creg r a n o g r u e s o y en d o s de g r a n o f i n o , al ser c a l e n cen y se desarrollan a ext a d o s a diversas t e m p e r a t u r a s d u r a n t e u n a h o r a . pensas de los granos finos, v cuando se llega por fin a 987° todos los cristales del acero son ya gruesos. Por lo tanto, en el acero 1 el grano austenítico es f i n o a temperaturas inferiores a 961°, hay mezcla de granos finos y gruesos entre 961° y 987°, y el grano es grueso a temperaturas superiores a 987°. En el acero D de la figura 359 ocurre un fenómeno parecido. A

A

B

G r a n o grueso

C

Grano dúplex con tendencia a grueso

Grano dúplex con tendencia a fino

D

Grano

Temperatura de calentamiento

fino

F i g u r a 359 X Crecimiento

50

del t a m a ñ o del g r a n o de c u a t r o a c e r o s al ser c a l e n t a d o s d u r a n t e u n a a

diversas

temperaturas.

hora

396

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS.

DE

I.OS

ACEROS

temperaturas inferiores a 1.00(1° el grano se conserva f i n o , pero al sobrepasar esta temperatura, los granos se hacen gruesos. H a y aceros c o m o el B y C de la figura 359 c u y o c o m p o r t a m i e n to es intermedio entre los citados anteriormente y el crecimiento y desarrollo de los cristales, se hacen a temperaturas superiores a los aceros de g r a n o grueso e inferiores a los de g r a n o f i n o . C u a n d o en un acero aparecen mezclados granos f i n o s y gruesos, se dice que su estructura es dúplex y se expresa el tamaño de grano en porcentajes de cada uno de los tamaños. A s í , por ejemplo, el acero C ( f i g . 359), calentado a 925° durante una hora, presenta g r a n o dúplex y está compuesto aproximadamente por un 30 % de g r a n o s gruesos y 70 % de granos f i n o s . Estudiando el crecimiento del tamaño de g r a n o en diferentes clases de aceros, se observa que este f e n ó m e n o se presenta principalmente en la zona 800°-1.000°, y que a partir de 1.000'° no hay diferencias sensibles en el tamaño de grano, de aceros que en c a m b i o en la zona 925°-975° tenían tamaños de g r a n o m u y diferentes. Puede ocurrir q u e dos aceros que tienen a una temperatura determinada el m i s m o tamaño de grano, tengan a otra temperatura más elevada el tamaño de g r a n o completamente diferente.A s í , por ejemplo, en la figura 359 se puede ver que los aceros B y D a 885° tienen g r a n o f i n o , aproximadamente n ú m . 8, y en c a m b i o a 1.000° el acero B tiene grano grueso, aproximadamente numero 3, y el acero D sigue siendo fino con g r a n o n ú m . 8. P o r eso al señalar el tamaño de grano de un acero, siempre se debe indicar la temperatura de calentamiento empleada. A u n q u e hay muchas el tamaño de g r a n o en acuerdo completo sobre que el tamaño de g r a n o influye de una manera pleado. 152.

opiniones sobre las causas que modifican los aceros, t o d a v í a . n o se ha llegado a un este asunto. Sin e m b a r g o , no hay duda depende del proceso de fabricación, y que especial el método de desoxidación em-

D e t e r m i n a c i ó n del t a m a ñ o de g r a n o

En la actualidad no hay métodos directos para c o n o c e r y calificar el tamaño de los granos de austenita, porque estos granos sólo existen a elevada temperatura y no hay m i c r o s c o p i o s de tipo industrial que permitan observar el tamaño de los granos de los aceros en esas condiciones. Sin e m b a r g o , es posible hacer esa determinación t o m a n d o pre-

CAP. X V I I .

TAMAÑO

397

DE GRANO

cauciones especiales, porque la transformación de la austenita en otros constituyentes se puede verificar de f o r m a que revele su tamaño original. A l conocerse el mecanismo de transformación de la austenita y la f o r m a en que se desarrollan los nuevos constituyentes, ha sido posible establecer métodos en los que se hace esa determinación con ayuda del m i c r o s c o p i o o por observación del aspecto d e las fracturas.

N - 0 6 TMI&ÑO

3

^

« 100

4

5 16

NUfllW M CRISTAL«

MR RUUAOA CUABIAIA

6

x 100

1,5 LtmTl OEL numero o í CRISTALES POR PULCA&ft CUAOfttP»_ DIAMETRO MEOIO LO» C-RISTA114 0.28 EH

6

0.(9

0.(4

12 0,(0

64

32

24 0,07

7

0,05

48

8 126 96

0,03

0.02

F i g u r a 360 C a r a c t e r í s t i c a s d e los diferentes t a m a ñ o s d e g r a n o establecidos p o r la A . S . T .

M.

E s o s m é t o d o s se basan fundamentalmente en los siguientes fenómenos : 1.° E n los aceros hipoeutectoides o hipereutectoides cuando la transformación de la austenita se efectúa lentamente, la ferrita o cementita- proeutectoides tienden a desarrollarse en el c o n t o r n o de los g r a n o s de austenita. 2.° C u a n d o el enfriamiento es relativamente rápido, la f o r m a ción de los constituyentes se inicia también en los c o n t o r n o s de los g r a n o s y es posible interrumpir o modificar la transformación de la austenita en un m o m e n t o dado, para que los constituyentes precipitados destaquen el c o n t o r n o de los g r a n o s primitivos. 3.° En los aceros templados con estructura martensítica, los granos adoptan determinadas orientaciones, que dependen del tamaño de los g r a n o s de austenita. A t a c a n d o el acero con reactivos especiales, es posible lo m i s m o que en los metales puros, desarrollar un cierto contraste que permite diferenciar unos granos d e otros.

398


I.OS

ACEROS

4.° El tamaño de g r a n o austenítico y el tamaño de Jos granos, de fractura de los aceros templados, guardan entre sí una relación muy estrecha.

F i g u r a 361

F i g u r a 362

Núm. 1 Zona

Núm.. 3

hipereutcctoidq^

Zona

hipereutectóide.

F i g u r a 364 Núm. Zona

hipoeutectoide. Tamaño

Zona de g r a n o

d e los a c e r o s ,

(xioo).

3

hipoeutectoide.

CAP. X V I I .

153.

TAMAÑO DE GRANO

399

M é t o d o s microscópicos

L a clasificación del tamaño de g r a n o en las observaciones microscópicas se hace generalmente c o m p a r a n d o los granos del acero,

F i g u r a 365 Núm. 5 Zona

hipereutectoide.

Núm. 5 Zona

hipoeutectoide. T a m a ñ o de g r a n o en los a c e r o s ,

Núm. 8 Zona

hipoeutectoide.

(xioo.)

con una clasificación arbitraria establecida por la A . S . T . M . , que está basada en la siguiente fórmula : N ú m e r o de granos por pulgada cuadrada = 2 K _ 1 X 100, en el cual el índice del grano es

N.

400

TRATAMIENTOS TÉRMICOS. DE I.OS

ACEROS

En la figura 360 se puede ver las características correspondientes a cada tamaño, y en las figuras 361 a 368 las microfotografías d.varios de ¡ellos. Las figuras 361, 363, 365 y 367. corresponden a las zonas hipereutectoides y las figuras 362, 364, 366 v 368 a las íonas de transición hipoeutectoides (0,50 % de C aproximadamente) de aceros cementados. A continuación citamos los procesos más recomendables determinar el tamaño de g r a n o de diversos tipos de aceros. ACEROS AL CARBONO HIPOEUTECTOIDES.—En

para

los aceros de 0,25 a

0,60 % d e carbono, el ensayo es muy sencillo y basta con calentar

F i g u r a 369 Microestructura La

ferrita

que

limita

de

un

los g r a n o s

acero de

hipoeutectoide

perlita,

señala

ei

enfriado tamaño

al de

aire. granó

austenítici

F i g u r a 370 Microestructura La

red

de

de un a c e r o hipereutectoide

cementina

muestra

el

tamaño

enfriado

del

grano

lentamente. austenítico.

una probeta de 8 a 15 m m , de lado y l u e g o enfriarla al aire. L a temperatura dersálentamiento utilizada para el ensavo, suele ser generalmente la que. se emplea para el temple.

CAP.

XVII.

TAMAÑO

DE

GRANO

401

E n el e n f r i a m i e n t o , la ferrita c o n t o r n e a los g r a n o s de perlita v f o r m a a su alrededor una red q u e los e n v u e l v e (fig- 369). E n los aceros ele g r a n o f i n o , la red que se f o r m a suele ser p o c o perfecta, p e r o de todas f o r m a s el t a m a ñ o d e g r a n o a p r o x i m a d o se p u e d e (Determinar sin n i n g u n a d i f i c u l t a d . C u a n d o el c o n t e n i d o en c a r b o n o es de 0,70 a 0,90 % , se p u e de enfriar lentamente hasta 720°-700 D , mantener el a c e r o a esa t e m peratura de diez a q u i n c e m i n u t o s , para f a v o r e c e r la p r e c i p i t a c i ó n ele la ferrita y l u e g o enfriar al aire. C o n estos ú l t i m o s a c e r o s también se p u e d e e m p l e a r si se q u i e re el p r o c e d i m i e n t o que s e ñ a l a m o s más adelante para los a c e r o s cutectoides. ACEROS HIPOEUTECTOIDES.—Todos e s t o s a c e r o s , c o n

la-excepción

de los de c e m e n t a c i ó n , que se ensayan p o r el m é t o d o ME Q ú a i d , pueden ser ensajâdos p o r este p r o c e d i m i e n t o , que consiste' en calentarlos hasta la temperatura de austenización, mantenerlos, a- esa temperatura, enfriarlos lentamente hasta 720° y l u e g o c o n t i n u a r el e n f r i a m i e n t o al aire. M u y b u e n o s resultados se obtienen e n f r i a n d o lentamente hasta 720°-700°, m a n t e n i e n d o el a c e r o a esa temperatura de treinta m i n u t o s a d o s h o r a s y e n f r i a n d o l u e g o al aire. A l g u n a s v e c e s en los a c e r o s m u y aleados, c o n v i e n e mantener el acero m á s t i e m p o a 720<)-700fl, o m e j o r emplear temperaturas un p o c o más b a jas de 6-50 ¿i 680° para c o n s e g u i r la precipitación isotérmica d e la ferrita y l u e g o enfriar al aire. U n a práctica t a m b i é n m u y r e c o m e n d a b l e consiste en precipitar la ferrita p o r e n f r i a m i e n t o hasta 720 o -700°, o p o r m a n t e n i m i e n t o del acero a 7.20 o -700 o o a temperaturas ligeramente inferiores durante un cierto t i e m p o . L u e g o se templa el a c e r o e n f r i á n d o l o r á p i d a m e n t e d e s d e esas temperaturas en a g u a o aceite y f i n a l m e n t e se le da un r e v e n i d o a 400'° para q u e la troóstita de. c o l o r , o s c u r o , ' q u e se d e s arrolla en el interior de los g r a n o s , contraste c o n la ferrita b l a n c a . ACEROS HIPEREUTECTOIDES.—En estos a c e r o s suele sier m u y - f á c i l c o n s e g u i r en el e n f r i a m i e n t o la precipitación de cernen lita p r o e u t e c t o j d e . El e n f r i a m i e n t o hasta los 720'D-700° d e b e ser lento, d e b i e n d o o b s e r v a r s e las p r e c a u c i o n e s q u e se detallan más adelante en el p r o c e d i m i e n t o M e Q u a i d . S i se desea, p u e d e mantenerse el a c e r o un cierto t i e m p o a esa temperatura y l u e g o se p u e d e y a enfriar al aire ( f i g . 370). U n a variante de este m é t o d o consiste en enfriar lentamente, t e m plar a partir de los 700° ó 720° y l u e g o revenir a 400° para desarrollar

402

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS.

DE

I.OS

ACEROS

en el interior de los g r a n o s troostita oscura que contraste con ¡a cementita. ACEROS E U T E C T O I D E S . — C o m o

en e s t o s a c e r o s

n o se p u e d e

con-

seguir la precipitación de redes de ferrita o cementita proeutectoides. hay que emplear otros métodos diferentes. S e útil izan probetas de 10 a 15 mrn. de diámetro y unos 100 m m .

F i g u r a 371 N o d u l o s de troostita,

que señalan

el t a m a ñ o del g r a n o

austenítico

de

eutectoide.

F i g u r a 372 Cristales

de

martensita,

revelados

por

el

reactivo

del g r a n o a u s t e n í t i c o de los

Vilella

que

señalan

el

tamaño

aceros.

de longitud que se calientan y templan introduciendo sólo un extremo en el a g u a . D e esta f o r m a en el extremo templado la estructura, será martensítica y en el extremo enfriado al aire la estructura será sorbítica, existiendo una zona intermedia d o n d e habrá cristales de martensita rodeados por nodulos de troostita, que señalan per-

CAP.

XVII.

TAMAÑO

DE

GRANO

403

'fectamente el t a m a ñ o de g r a n o de la austenita o r i g i n a l ( f i g . 371). E n estos a c e r o s t a m b i é n se p u e d e c o m p r o b a r el t a m a ñ o de l o s g r a n o s martensíticos p o r el m é t o d o q u e d e s c r i b i m o s a c o n t i n u a c i ó n para los aceros t e m p l a d o s . ACEROS TEMPLADOS.—En cualquier t i p o d e acero t e m p l a d o p u e de emplearse este p r o c e d i m i e n t o que consiste en atacar los a c e r o s d e s p u é s del t e m p l e c o n el reactivo de Vilella, q u e contrasta la o r i e n tación d e los cristales y p e r m i t e determinar su n ú m e r o y t a m a ñ o (fig u r a 372). El reactivo se prepara d i s o l v i e n d o , en. 95. c . c . de a l c o h o l etílico 1 g r . de á c i d o p í c r i c o y 5 c . c . de á c i d o c l o r h í d r i c o c o n c e n trado. A l g u n a s v e c e s es necesario repetir d o s o tres v e c e s el p u l i d o y el ataque. Este m é t o d o p u e d e e m p l e a r s e también c o n los a c e r o s r e v e n i d o s , existiendo para c a d a c o m p o s i c i ó n una temperatura de r e v e n i d o ó p t i m a q u e da los m a y o r e s contrastes. A C E R O S DE C E M E N T A C I Ó N . — E n s a y o

M E Quaid.—Este

ensayo,

que

se desarrolló en u n p r i n c i p i o e x c l u s i v a m e n t e para los a c e r o s de c e m e n t a c i ó n , se usa t a m b i é n en la actualidad para otros m u c h o s tip o s de a c e r o s . El e n s a y o consiste en cementar un p e q u e ñ o trozo ele a c e r o de sección cuadrada de 10 a 20 m m . de lado, a 925° d u r a n t e o c h o horas c o n un cementante s ó l i d o , p r e p a r a d o c o n c a r b ó n v e g e t a l y c a r b o nato b á r i c o y enfriarlo l u e g o lentamente, para c o n s e g u i r en la z o n a c e m e n t a d a . c r i s t a l e s de" perlita r o d e a d o s p o r u n a ' r e d ele c e m e n t i t a . El e n f r i a m i e n t o d e b e ser s u f i c i e n t e m e n t e lento en la z o n a 925"-65Q° para que se v e r i f i q u e sin d i f i c u l t a d la p r e c i p i t a c i ó n de j a " cementita en las u n i o n e s de l o s g r a n o s . L a s diferentes clases de a c e r o s e x i g e n distintas, v e l o c i d a d e s de e n f r i a m i e n t o , d e b i e n d o e m p l e a r s e en atravesar esa z o n a crítica, p o r lo m e n o s cuatro h o r a s en los a c e r o s al c a r b o n o o de débil a l e a c i ó n , de o c h o a diez h o r a s en los d e m e d i a aleación y m á s de dieciséis h o r a s en los de alta a l e a c i ó n . T e r m i n a d o el e n f r i a m i e n t o , s e cortan las muestras, se pulen las .secciones transversales- y se atacan c o n Nital 2. El t a m a ñ o d e g r a n o se determina e x a m i n a n d o c o n 100 a u m e n t o s la z o n a h i p e r e u t e c t o i d e ( f i g s . 361, 362, 365 y 366) y c o m p a r a n d o el t a m a ñ o d e los g r a n o s de perlita, limitados p o r una retícula de c e mentita, c o n la clasificación de t a m a ñ o de g r a n o y a establecida p o r la A . S . T . M . Esa d e t e r m i n a c i ó n se p u e d e hacer también en la z o n a de t r a n s i ción h i p o e u t e c t o i d e d o n d e el c o n t e n i d o en c a r b o n o es de 0,50 % a p r o x i m a d a m e n t e ( f i g s . 362, 364, 367 y 368).

404


I.OS

ACEROS

C o n v i e n e hacer la o b s e r v a c i ó n p r o y e c t a n d o la i m a g e n s o b r e un vidrio deslustrado, y examinar las superficies p r ó x i m a s a los vértices por ser las zonas d o n d e los g r a n o s se señalan con más claridad. Determinación

del

grado

de

anormalidad

del

acero.—Después

se

etectúa un n u e v o examen de la z o n a hipereutectoide c o n 1.000 a u m e n tos para descubrir el g r a d o de n o r m a l i d a d . Si los c o n t o r n o s d e los g r a n o s son d e l g a d o s , la red está bien f o r m a d a por líneas d e f i n i d a s de cementita y los g r a n o s son d e perlita laminar, el acero es n o r mal ( f i g . 373). Si n o se marcan los c o n t o r n o s de los g r a n o s y apa-

4

F i g u r a 373

F i g u r a 374

X 1.000

X1.000

E s t r u c t u r a n o r m a l típica. Estructuras obtenidas

Estructura en el e n s a y o

Me Quaid

normal

de tipo

imperfecta.

normal.

recen z o n a s c o n ferrita libre y cem'entita c o n tendencia a la coalescencia, el acero es anormal ( f i g . 376). Entre estos d o s extremos, h a y otros tipos intermedios ( f i g s . 374 y 375). Existen o p i n i o n e s m u y diferentes respecto a las causas y efectos de los diferentes g r a d o s de n o r m a l i d a d y tamaños d e g r a n o en los a c e r o s . E s evidente que a m b a s características s o n independientes y que el acero p u e d e ser f a b r i c a d o si se desea normal o anormal con

CAP. X V I I .

TAMAÑO DE

GRANO

405

cualquier clase de grano. Ello depende exclusivamente de la forma de llevarse en el horno la marcha de fabricación. Sin embargo, en la actualidad con los procesos que generalmente se suelen emplear, la mayoría de los aceros de grano fino son anormales y los ele g ra! no grueso son normales. E L E C C I Ó N D E L M É T O D O D E E N S A Y O . — E s difícil señalar las condiciones que en cada caso Conviene utilizar para determinar el tamaño

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F i g u r a 376

X 1.000 Estructura

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F i g u r a 375

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I

esa'--.

X1.000 imperfecta.

Estructura anormal

E s t r u c t u r a s o b t e n i d a s en el e n s a y o M e Q u a i d de tipo

típica.

anormal.

de grano de un acero, de f o r m a que el resultado obtenido revele de la forma más clara posible el comportamiento de ese acero. C o m o el tamaño de grano varía con la temperatura de calentamiento, las curvas de crecimiento del tamaño de grano análogas a las de la figura 358, son sin duda las que dan mejor idea del comportamiento de cada acero. Sin embargo, estas curvas se utilizan p o c o porque su determinación es bastante costosa y generalmente se prefiere expresar el tamaño de grano numéricamente.

406

TRATAMIENTOS TÉRMICOS. D E

En la actualidad el lizado para señalar el c o n d i c i o n e s del ensayo esta f o r m a se expresa una colada de acero.

I.OS

ensayo M e Quaid es tamaño de g r a n o d e son fijas, y además de una f o r m a clara

ACEROS

el más extendido y los aceros, porque hasta cierto punto, el comportamiento

utilas de de

Sin e m b a r g o , el e n s a y o M e Quaid da sólo una indicación relativa del tamaño de g r a n o , ya q u e las cifras que se obtienen señalan el tamaño d e g r a n o del acero después d e permanecer o c h o horas a 925'°, o sea en unas c o n d i c i o n e s muy especiales. A otras temperaturas y con diferentes permanencias, el tamaño d e grano será distinto. Así, p o r e j e m p l o , un acero que en el ensavo Me Quaid ha dado tamaño de g r a n o n ú m . 3, en la práctica normal de tratamiento, calentado a 800° durante veinte minutos, puede tener tamaño de e r a no n ú m . 7. En realidad, el ensayo M e Quaid señala si la temperatura de crecimiento del g r a n o es superior o inferior a 925°. A l indicar que un acero tiene g r a n o f i n o se quiere decir que la temperatura de crecimiento de g r a n o es superior a 925° y si es de g r a n o grueso, que esa temperatura es inferior a 925°. A u n q u e el uso del ensayo M e Quaid está m u y extendido, sin e m b a r g o en algunas ocasiones se tiende a limitar su utilización, porq u e . s e advierte q u e la temperatura de calentamiento v la duración del m i s m o son m u y superiores a las que se emplean en muchas clases d e tratamientos, y se estima que las condiciones del ensavo rebasan los límites que normalmente conviene utilizar. A l m i s m o tiemp o parece q u e repetidos tratamientos térmicos y trabajos en caliente o en frío, modifican ligeramente los resultados q u e se obtienen y, por lo tanto, este factor hajr q u e tenerlo en cuenta cuando se determina el tamaño de g r a n o de un acero. Para los aceros de cementación que fueron los que se utilizaron en su iniciación, es d e gran interés este ensayo, pues las c o n d i c i o nes del m i s m o coinciden con el proceso que normalmente se suele utilizar y , por lo tanto, son una guía m u y útil para prever el c o m portamiento del acero y los tratamientos más convenientes. 154.

Ensayo de f r a c t u r a

Y a h e m o s señalado que la fractura d e los aceros de herramientas templados, da una idea del tamaño de g r a n o austenítico. Para que la determinación sea-exacta, es necesario q u e la dureza del acero

CAP. X V I I .

TAMAÑO DE

407

GRANO

sea superior a 55 R o c k w e l l - C , pues de esta f o r m a la fractura es intercristalina y el aspecto granular que se observa refleja exactamente el tamaño d e g r a n o . En c a m b i o , si la dureza del acero que se ensaya es menor, la fractura puede ser intragranular y pueden aparecer varios g r a n o s roto's c o m o uno solo y falsear 1% observación. En los aceros rápidos y en los acero.s altos en c r o m o y en c a r b o no, no se puede determinar el tamaño de g r a n o p o r este p r o c e d i miento, porque los c a r b u r o s modifican el aspecto de la fractura; El ensayo se realiza calentando y manteniendo el acero durante un cierto tiempo a una temperatura fijada de antemano, según la

1

6

2

7

3

4

5

8

9

10

F i g u r a 377 Fracturas tipo, fijadas por

Shepherd.

clase de ensayo que se quiere realizar, y l u e g o se templan y se r o m pen las barras o probetas por c h o q u e . S e suelen emplear barras de 20 m m . de diámetro, ligeramente entalladas para facilitar la rotura Ei aspecto de las fracturas se compara con las normales establecidas q u e se señalan en la f i g u r a 317. En la determinación de los tamaños de g r a n o por los métodos m i c r o s c ó p i c o y de fractura, ha habido una coincidencia q u e facilita su determinación. Bain y Vilella c o m p r o b a r o n al utilizar el reactivo de Vilella q u e el tamaño de g r a n o de un acero templado, determinad o de acuerdo con la clasificación de Shepherd y *el tamaño de grano determinado en el examen m i c r o s c ó p i c o según la clasificación de la A . S . T . M . , coinciden casi exactamente a pesar de ser el origen de ambas clasificaciones diferente.

408


I.OS

ACEROS

Esto facilita m u c h o los ensayos p o r corresponder siempre la misma calificación a un acero, cualquiera que sea el método de o b servación e m p l e a d o . En el ensayo ideado p o r Shepherd se determina además del tamaño de grano, la penetración de temple que se obtiene en los aceros. S e utilizan barras de acero de 20 m m . de diámetro ligeramente entalladas que son templadas en agua a las siguientes temperaturas : 790°, 815°, 850" y 875®. . L u e g o se rompen, se examinan las fracturas y se determina la penetración del temple en 1/64 d é p u l g a d a y el tamaño de g r a n o d e la zona periférica, en cada uno de los ensayos ( f i g . 178), expresando los resultados en la siguiente f o r m a : PE 7-8, que quiere decir q u e la penetración de temple ha sido 7/64" )• el tamaño de g r a n o núm. 8.

Generador

[jara la p r o d u c c i ó n

bustión

completa

o

de a t m ó s f e r a s c o n t r o l a d a s

incompleta

de g a s e s

por

combustibles.

com-

CAPITULO DESCARBURACION 155.

XVIII

SUPERFICIAL

DE LOS

ACEROS

A c c i ó n de las a t m ó s f e r a s de los hornos sobre los aceros

C o n frecuencia, durante el calentamiento de los ciceros a alta temperatura se modifica la c o m p o s i c i ó n de la capa periférica de los lingotes, palanquillas, piezas, barras, etc., p o r la acción d e las atmósferas de los h o r n o s q u e algunas veces llegan a ocasionar graves entorpecimientos en los p r o c e s o s d e fabricación. D e b i d o a la acción del o x í g e n o del aire o de los gases o x i d a n tes, se producen en los aceros oxidaciones superficiales con formación de cascarilla ( ó x i d o de hierro), que envuelve todo el material y que, cuando se presenta, en gran cantidad, se separa con relativa facilidad. ' •.••••,. Este ó x i d o origina importantes pérdidas de material y da lugar a irregularidades superficiales, que impiden el suministro de baíras y perfiles con pequeñas tolerancias -dimensionales. Dificulta ia mecanización de los aceros, la embutición, la rápida y fácil sujeción de las barras con mordazas en las máquinas automáticas, etcétera. La descarburación superficial es una pérdida de .carbono en la periferia d¡e los aceros, que se verifica a altas temperaturas b a j o ia acción de determinadas mezclas gaseosas (figura 378). Este fen ó m e n o que tiene relativamente p o c a importancia en los aceros de construcción de m u y b a j o contenido en c a r b o n o , destinados a la fabricación de chapas, perfiles, etc., tiene una influencia decisiva en los aceros de herramientas de 0,70 a 1,40 % de c a r b o n o que se emplean para la fabricación d e sierras, brocas, limas, hojas y navajas de afeitar, etc. Estas herramientas deben de quedar con durezas m u y elevadas, que n o se pueden conseguir, c u a n d o existen pequeñas descarburaciones superficiales. L a descarburación en estos aceros es, sin duda, uno de los fen ó m e n o s que más dificultades ofrece a los fabricantes de herramientas. Z o n a s descarburadas en el recocido, que no se,han eliminado en el mecanizado, y superficies q u e al templar se han desear-

410


I.OS

ACEROS

t u r a d o y q u e , p o r tanto, no adquieren la dureza conveniente, después del temple, son accidentes que con frecuencia ocurren en la preparación de troqueles, cuchillas, escariadores, etc., y que o c a sionan grandes perjuicios y trastornos. L a descarburación superficial tiene también gran importancia en ciertas piezas c o m o ejes, cigüeñales, bielas, palieres, muelles, etcétera, fabricadas con aceros de 0,30 a 0,70 % de carbono, que deben resistir trabajos de fatiga. M e n o s c o n o c i d a esta descarburación q u e la de los aceros de alto contenido en c a r b o n o , no es p o r eso menos peligrosa. A l efectuar ensayos con piezas templadas en baños de sales ('sin descarburación) y con piezas templadas en h o r n o s eléctricos de mufla, que al permanecer durante media hora a 850°, han experimentado una descarburación de .0,15 m m . de espesor, h e m o s o b servado repetidas veces, que la duración de las primeras piezas era de 500 a 900 veces m a y o r que. la de las últimas. E n los muelles también ejerce un efecto m u y perjudicial la descarburación superficial. P o r ello debe d e evitarse completamente este defecto en la.fabricación de muelles d e calidad. La resistencia a la fatiga de un acero descarburado, es frecuentemente el 40 ó 7 0 % de la. del m i s m o acero sin descarburación. El mal comportamiento de lo'S aceros descarburados es debido a que la ferrita de las z o n a s periféricas ( f i g . 378) tiene una resistencia m u y baja (28 a 32 K g / m m 2 ) , m u y 'inferior a la del resto del material, que suele variar de 80 a 150 K g / m m 2 v en ella se p r o d u cen pequeñas grietas, d o n d e se inicia la rotura por fatiga de las piezas. La carburación superficial del acero es un accidente p o c o frecuente, que ocasiona m e n o s dificultades y entorpecimientos en la industria, que la oxidación y descarburación superficial. 156.

Descarburación

Branley y Alien, definen la descarburación c o m o una pérdida de c a r b o n o en la superficie del acero, que origina luego una d i f u sión de c a r b o n o del interior al exterior, q u e tiende a reemplazar al c a r b o n o p e r d i d o . A l producirse la descarburación, el c a r b o n o se difunde de una región de gran concentración a otra de menor concentración, ele la misma manera qué el calor se transmite d e un cuerpo caliente a otro cuerpo f r í o . La intensidad de la descariuración rantes

depende de

la atmósfera

de

la

presión

y de

parcial

la presión

parcial

de

los del

elementos carbono

carbudel

acero.

CAP.

XVIII.

D ESC ARBUR ACIÓN

SUPERFICIAL

DE LOS

ACEROS

411

L o s a g e n t e s a c t i v o s de la d e s c a r b u r a c i ó n s o n p r e c i s a m e n t e los g a s e s , p u d i e n d o p r o d u c i r s e la p é r d i d a de c a r b o n o p o r o x i d a c i ó n o p o r r e d u c c i ó n . L a o x i d a c i ó n se p r o d u c e p o r la a c c i ó n del o x í g e n o o de los g a s e s o x i d a n t e s de la atmósferas de los h o r n o s . E l o x í g e n o , v a p o r de a g u a y a n h í d r i d o c a r b ó n i c o , s o n los g a s e s q u e g e n e r a l m e n te hacen desaparecer el c a r b o n o de los a c e r o s p o r o x i d a c i ó n . L a s e p a r a c i ó n del c a r b o n o p o r r e d u c c i ó n ocurre g e n e r a l m e n t e p o r la a c c i ó n del h i d r ó g e n o h ú m e d o , que es u n o d e los descarburantes más e n é r g i c o s . R e s u m i e n d o , v e m o s q u e los p r i n c i p a l e s g a s e s que s o n c a p a c e s de descarburar el a c e r o s o n el h i d r ó g e n o , a n h í d r i d o c a r b ó n i c o , v a por de a g u a , o x í g e n o , n i t r ó g e n o y ó x i d o d e c a r b o n o .

F i g u r a K7S X 100

Descarburación

superficial

ro

C,

de

1 %

de

por

producida

recocido

en un

a S00°

o c h o h o r a s en un h o r n o e l é c t r i c o de m u f l a . la z o n a

superficial ferrita

157.

de

se ve o,n

una

mm.

franja

de

ace-

durante

blanca

En de

espesor.

I n f l u e n c i a d e s c a r b u r a n t e de d i f e r e n t e s gases

HIDRÓGENO H , . — E l h i d r ó g e n o p u r o y s e c o es ligeramente d e s c a r b u r a n t e . C o n 10 m g . de v a p o r de a g u a p o r p i e c ú b i c o , el h i d r ó g e n o n o d e s c a r b u r a el acero y en c a m b i o c o n cantidades de v a p o r de a g u a s u p e r i o r e s a 10 m g . p o r pie c ú b i c o , es un descarburante a c t i v í s i m o . L a d e s c a r b u r a c i ó n ocurre s e g ú n la reacción F e , Ci

2 H 2 = 3 Fe, + C H L.

L a f i g u r a 379 r e s u m e los trabajos e f e c t u a d o s p o r A u s t i n

con

412


I.OS

ACEROS

a c e r o s de 1,1 % de c a r b o n o , calentados a 800° y s o m e t i d o s a l a - a c ción de diferentes atmósferas de h i d r ó g e n o v de v a p o r de a g u a d u rante 55 h o r a s . En él se aprecia c o n toda claridad la a c c i ó n descarburante del l u d r ó g e n o s e c o y del h i d r ó g e n o c o n c o n c e n t r a c i o n e s de 50 y 150 m g . de v a p o r d e agua.. ANHÍDRIDO CARBÓNICO C 0 2 . — P u e d e actuar c o m o descarburante y o x i d a n t e . S u acción descarburante se verifica al reaccionar con la cementita en la s i g u i e n t e f o r m a : Fe3C + CO„ = 3 Fe;+ 2 C O . A c t ú a c o m o o x i d a n t e al reaccionar c o n la ferrita V p r o d u c e ó x i d o de c a r b o n o y ó x i d o de hierro Fe + C O = F e O + C O

R

Hidrógeno puro

seco

P/i.50mg.deagua por pie3deH2 15o mg. i ,. saturado con HjO aguo.!
Tnm. O.fo Pulgadas

F i g u r a 379 Descarburaciones

producidas

durante

55

en

lloras,

un

acero

en

diversas

de 1,1 %

de c a r b o n o

atmósferas

de

por

recocido

a

800"

hidrógeno.

OXIDO DE CARBONO C O . — A elevada temperatura r e a c c i o n a c o n la ferrita f o r m a n d o c a r b u r o d e hierro y es c o n s i d e r a d o g e n e r a l m e n te c o m o un g a s carburante de a c u e r d o c o n la ecuación 3 F e + 2 C O = Fe ; , C + C C V

A c t ú a t a m b i é n , en a l g u n o s casos, c o m o a c e r o s d e m u y alto c o n t e n i d o en c r o m o .

descarburante

en

los

VAPOR DE AGUA.—Es un descarburante y o x i d a n t e e n é r g i c o . R e a c c i o n a c o n el c a r b o n o y p r o d u c e c o n el ó x i d o de c a r b o n o la clásica «reacción del g a s de a g u a » CO + H „ 0 = C 0 + H„. A c t ú a c o m o o x i d a n t e al reaccionar c o n la ferrita y p r o d u c i r ó x i -

CAP.

XVIII.

D ESC ARBUR ACIÓN

SUPERFICIAL

DE L O S

ACEROS

413

d o de hierro. P e q u e ñ a s cantidades d e v a p o r de a g u a en las a t m ó s feras de los h o r n o s , favorecen la descarburación de los a c e r o s . NITRÓGENO.—El n i t r ó g e n o p u r o y s e c o es m u y p o c o descarburante. P e r o c u a n d o contiene p e q u e ñ a s cantidades de v a p o r de a g u a , se vuelve descarburante. OXÍGENO.—Reacciona lo m i s m o que el v a p o r de a g u a c o n el carb o n o del acero y c o n la ferrita, a c t u a n d o p o r lo tanto c o m o agente descarburante y o x i d a n t e . L a descarburación s e verifica en la siguiente f o r m a : 2 F e 3 C¡.+ 5 0, 2 = 6 F e O l + 2 C 0 2 . El o x í g e n o debe, p o r tanto, eliminarse de todas las atmósferas protectoras. E n la siguiente lista aparecen c o l o c a d o s p o r orden de actividad decreciente, los diferentes gases o a t m ó s f e r a s que suelen estar en los h o r n o s en c o n t a c t o con el acero a elevada temperatura y que ejercen una acción descarburante u oxidante sensible. Gases

y

atmósferas

descarburantes.

Hidrógeno húmedo. A t m ó s f e r a s reductoras de los h o r n o s . V a p o r de a g u a . Gases q u e m a d o s reductores. Aire atmosférico. Anhídrido carbónico. Gases

y

atmósferas

oxidantes.

Oxígeno puro. V a p o r de a g u a . Gases q u e m a d o s oxidantes. Aire. Anhídrido carbónico.

158.

Estudio del e q u i l i b r i o de d i f e r e n t e s m e z c l a s gaseosas en las a t m ó s f e r a s de los hornos

Entre los d i v e r s o s g a s e s que existen en las atmósferas de los h o r n o s , el C O , C O , , H 2 0 , C H 4 y H „ , son sin d u d a los que ejercen influencia m á s d e c i s i v a . En las f i g u r a s 380 y . 381 se p u e d e n ver las curvas de Stansel que señalan el equilibrio d e los g a s e s C 0 - C 0 2 y H . , 0 - H „ a d i f e rentes

temperaturas.

La

curva

00

— —

(carburante-descarburante),

414


sirve también para conocer las c o n d i c i o n e s teóricas de equilibrio entre esas mezclas gaseosas y el c a r b o n o d e los aceros.. D e acuerdo con esas curvas, a 750"5 con una concentración

CQ2-

CO

Figura Curvas

de

equilibrio

del

380

anhídrido

carbónico

y

óxido

de

carbono.

inferior a 0,28 no se descarbura, ni se f o r m a cascarilla en el acero. A la misma temperatura si esa relación está c o m p r e n d i d a entre 0,28 y 0,60, la atmósfera descarbura pero no oxida el acero. P o r •c 9oo'

8oo°

HtO H?

H?

85o'

°Ae

750°

Vj>

W-a-

7oo°

i/ P

j 'é

6SO' 600°

0.2o

0.Áo

ct8o

o.6o

1

F i g u r a 381 Curvas

de

equilibrio

metano-hidrógeno

y

del

vapor

de

agua-hidrógeno.

fin, c u a n d o la .relación. 0 0 8 es superior a 0,60, el acero se descarCO bura y además se f o r m a cascarilla. En la práctica industrial se ha visto q u e en la mayoría de los

CAP.

XVIII.

D ESC ARBUR ACIÓN

SUPERFICIAL

DE LOS

ACEROS

415

casos, para tener garantía de que no hay descarburación durante 00 ios tratamientos, la relación — debe ser inferior a 0,1. 00 En el c o m p o r t a m i e n t o de las atmósferas de los hornos, también tienen gran importancia las concentraciones parciales de CO., C O „ , H 3 y H 2 0 ( L e y d e Dalton), que deciden el sentido de la reacción C G + H 2 0 = C 0 2 ' + EL,. ( R e a c c i ó n del gas de agua.) Para que una atmósfera que c o n t e n g a estos elementos esté en equilibrio c o n el acero, parece que es necesario que también la ((reacción del g a s de a g u a » se halle en equilibrio, y para que esto ocurra, la relación de las presiones parciales d e ios cuatro gases (C0)x(H20) „ , , . , , , . ' —— — = iv debe ser igual a la constante de equilibrio a esa 1 (C0 2 ) x (H 2 ) temperatura. Las c o n d i c i o n e s de equilibrio correspondientes a las curvas de Stansel y las que corresponden a la reacción del gas de agua, se refieren concretamente a los aceros que a las temperaturas de tratamiento tienen la austenita saturada de c a r b o n o . C u a n d o el p o r centaje de c a r b o n o del acero es relativamente b a j o y no se llega a la saturación total de la austenita o el acero contiene a l g u n o s elementos de aleación, las c o n d i c i o n e s de equilibrio precisas para evitar las tendencias carburantes o descarburantes d e las atmósferas sobre el acero, son diferentes. Estas c o n d i c i o n e s d e equilibrio "son en generaf exactas para los aceros al c a r b o n o de herramientas de 1, i,10' y 1,20 % de C . E n la mayoría de las atmósferas de los h o r n o s las concentraciones de C O , C 0 2 y H 2 , no experimentan variaciones importantes v es la concentración d e H 2 0 , la que decide el comportamiento de las atmósferas. Para los diversos gases industriales se han determinado los p o r centajes m á x i m o s en v o l u m e n de H 2 0 , que pueden contener, para que la reacción del g a s de agua esté en equilibrio y teóricamente no haya descarburación ni carburación. El control de las atmósferas se podría hacer, controlando el porcentaje de H 2 0 y haciendo que sea inferior al límite establecido. P e r o c o m o industrialmente hay cierta dificultad para determinar el porcentaje de H a O de un gas, se hace esa determinación en f u n c i ó n del punto de rocío en la f o r m a que se describe a continuación. P o r lo tanto, para saber en cada caso si se alcanza el porcentaje m á x i m o itido de v a por d e agua, nos bastará saber si el punto de rocío del gas, es inferior o superior a una temperatura determinada.

416

1 59.


I.OS

ACEROS

Punto de rocío

S e c o n o c e con el n o m b r e d e punto de rocío de un gas, la temperatura a la cual comienza a condensarse el a g u a q u e contiene. Para cada temperatura o punto de rocío, la cantidad del vapor de agua que entonces contiene cualquier gas a la presión atmosférica, es siempre constante y c o n o c i d a y el porcentaje en volumen de agua en el gas también ( f i g . 382). Para saber si las concentraciones y las presiones parciales de ios gases q u e c o m p o n e n una atmósfera conocida, son las c o n v e Contenido en % en volumen

humedad

23.0 22,0 2/.0 20.0 I.9,0 18.0

17..0 16.0

1f,0

>4.0 13.0 tí 0 II.0 10.0 9.0 8.0 7.0 6.0 5.0

4.0

3.0 2.0 1.0

0

70° 60° 50'

40° 30° 20° 10°

0°-10°-20'-30'-40°-50°

Punto de roc/o Figura

382

C o n t e n i d o de h u m e d a d de un g a s , en (unción de su p u n t o de r o c í o .

nientes para que la reacción del g a s d e agua esté en equilibrio, basta c o m p r o b a r si el porcentaje en volumen del v a p o r de agüa e s el adecuado. C o m o ya h e m o s en v o l u m e n de H 2 0 •la práctica es difícil esos porcentajes con de determinar y en 0,138 % de H 2 Ó , se

dicho que sé c o n o c e n los porcentajes precisos que d e b e poseer cacla atmósfera, pero que en su determinación directa, se han relacionado el punto de rocío ( f i g . 382), que es más fácil lugar d e decir por ejemplo que un gas tiene dice que su punto de rocío es —17°. Esto quie-

CAP.

XVIII.

D ESC A R B U R ACIÓN

SUPERFICIAL

DE L O S

417

ACEROS

re decir q u e á — 17° el p o r c e n t a j e en v o l u m e n de F L O , será 0,138 ( f i g u r a 382). DETERMINACIÓN DEL PUNTO DE R O C Í O . — - E s t a n

importante

el

co-

n o c i m i e n t o d e e'Sta característica en las a t m ó s f e r a s de los h o r n o s , que se han f a b r i c a d o n u m e r o s o s aparatos para hacer esa determinación, a l g u n o s de ellos a u t o m á t i c o s y r e g i s t r a d o r e s para c o n o c e r ¡as v a r i a c i o n e s q u e p u e d e n ocurrir durante los p r o c e s o s de tratam i e n t o . E l p r i n c i p i o d e su f u n c i o n a m i e n t o se basa en m e d i r la temperatura en q u e se inicia la c o n d e n s a c i ó n d e l v a p o r de a g u a s o b r e una s u p e r f i c i e brillante c o m o un e s p e j o .

160.

E l i m i n a c i ó n de la h u m e d a d y del a n h í d r i d o c a r b ó n i c o de las atmósferas

S i e n d o s i e m p r e p e r j u d i c i a l e s la presencia del v a p o r de a g u a y del a n h í d r i d o c a r b ó n i c o en las a t m ó s f e r a s de los h o r n o s , c o n v i e n e e l i m i n a r l o s o reducir su p o r c e n t a j e al m í n i m o p o s i b l e . M á s adelante c i t a r e m o s las a t m ó s f e r a s más e m p l e a d a s para el tratamiento de los a c e r o s y las instalaciones e m p l e a d a s para p r e p a rarlas Casi todas las instalaciones, constan f u n d a m e n t a l m e n t e del g r u p o p r o d u c t o r de la a t m ó s f e r a y de los aparatos d e p u r a d o r e s de h u m e d a d y de a n h í d r i d o c a r b ó n i c o . E s t o s p u e d e n c o n s i d e r a r s e casi i n d e p e n d i e n t e s y c o m p l e m e n t a r i o s cíe l a instalación y se utilizarán u n o s u otros s e g ú n el g r a d o de d e p u r a c i ó n que se quiera c o n s e g u i r . T'or eso p r e f e r i m o s estudiar a h o r a p r e v i a m e n t e estas instalaciones de d e p u r a c i ó n auxiliares y l u e g o citarlas en c a d a c a s o , sin entrar en detalle, r e c o r d a n d o s i e m p r e que en todá's las a t m ó s f e r a s p u e d e n utilizarse cualquiera de ellas, de a c u e r d o c o n los resultados que se quieren o b t e n e r . .

ELIMINACIÓN DE LA HUMEDAD Enfriamiento

por

agua.—La

temperatura

d e l a s a t m ó s f e r a s a la,

salida d é los g e n e r a d o r e s suele ser bastante s u p e r i o r a la del a m b i e n ta, y es suficiente refrigerarlas c o n a g u a corriente para eliminar por c o n d e n s a c i ó n parte d e la h u m e d a d q u e c o n t i e n e n . U n sistema m u y utilizado, consiste en hacer pasar los g a s e s p o r un aparato d o n d e atraviesan una serie d e t u b o s en f o r m a de serpentín, r e f r i g e r a d o s exteriormente p o r a g u a . D e esta f o r m a se d i s m i n u y e el p o r c e n t a j e de a g u a del g a s y su p u n t o de r o c í o t a m b i é n d e s c i e n d e . Generalmente se alcanzan p u n t o s de r o c í o superiores dé 4 o a T a la t e m peratura del a g u a de r e f r i g e r a c i ó n . C o n agua a 15° el p u n t o d e r o c í o

418

T R A T A M I E N T O S T É R M I C O S . DE

I.OS

ACEROS

es a p r o x i m a d a m e n t e de 20° y el c o n t e n i d o de h u m e d a d 2 , 2 % en volumen. Si el a g u a está a 30°, el c o n t e n i d o de h u m e d a d es d e 5,5 % en volumen aproximadamente. Por refrigeración.—Utilizando c i c l o s de f r i g o r í f i c o s se llega a p o r c e n t a j e s de a g u a de 0,8 % y p u n t o s de r o c í o de 4°. N o c o n v i e ne b a j a r de 4 o , p o r q u e el a g u a se c o n g e l a v o b s t r u y e los aparatos y tuberías. Con alúmina activada.—Haciendo pasar l o s g a s e s a través d e a l ú m i n a activada y seca, se c o n s i g u e la m á x i m a e l i m i n a c i ó n de a g u a , l l e g á n d o s e a p o r c e n t a j e s p e q u e ñ í s i m o s y a p u n t o s de r o c í o de —40°, —50° y de —76°. L a a l ú m i n a va dispuesta en d o s torres, una de ellas intercalada en el circuito d e g a s e s y en c i c l o de t r a b a j o , que a b s o r b e - h u m e d a d , y otra q u e n o trabaja en la q u e se deseca la a l ú m i n a p o r c a l e n t a m i e n t o . T a m b i é n se e m p l e a g e l . d e sílice para a b sorber la h u m e d a d de los g a s e s . C o n ella se c o n s i g u e n p u n t o s de r o c í o también m u y b a j o s , p e r o tiene el i n c o n v e n i e n t e : q u e c o n el t i e m p o se d e s c o m p o n e y su d u r a c i ó n es m e n o r que la de la alúmina. ELIMINACIÓN DEL ANHÍDRIDO C A R B Ó N I C O . — L a

absorción

del

an-

h í d r i d o c a r b ó n i c o se efectúa p o r m e d i o d e la m o n o e t a n o l a m i n a . A l o s g a s e s que v a n a ser d e p u r a d o s se les h a c e pasar p o r un i'Scrubber», p o r el q u e circulan en sentido inverso los g a s e s y la m o n o e t a n o l a m i n a qüe a b s o r b e el C 0 3 . L u e g o , la m o n o e t a n o l á m i n a rica en C O , se pasa a otro recipiente d o n d e se e l i m i n a el C O a p o r calentamiento, p a s á n d o s e n u e v a m e n t e la a m i n a d e p u r a d a al « s c r u b b e r » , para c o m e n z a r el c i c l o . 161.

D i f e r e n t e s t i p o s de a t m ó s f e r a s

E n la tabla X L I V d a m o s las c o m p o s i c i o n e s d e las a t m ó s f e r a s de u s o más corriente c l a s i f i c a d a s en tres g r u p o s p r i n c i p a l e s . A l p r i m e r o pertenecen cuatro clases d e a t m ó s f e r a s p r e p a r a d a s por la c o m b u s t i ó n o d i s o c i a c i ó n d e g a s e s c o m b u s t i b l e s . A l g r u p o s e g u n d o pertenecen tres clases de a t m ó s f e r a s d e r i v a das de la d i s o c i a c i ó n del a m o n í a c o a n h i d r o . E n e l tercer g r u p o están incluidas t o d a s las a t m ó s f e r a s q u e se obtienen p o r p r o c e d i m i e n t o s diferentes a los s e ñ a l a d o s en los g r u p o s anteriores. E n el p r i m e r g r u p o h a y cuatro a t m ó s f e r a s p r i n c i p a l e s :• L a s d o s primeras se d i f e r e n c i a n entre sí ú n i c a m e n t e p o r el g r a d o , d e c o m bustión ; en la primera la c o m b u s t i ó n es total y en la s e g u n d a es

CAP.

XVIII.


SUPERFICIAL

DE

LOS

ACEROS

419

ta c c3 0? w3 O » i -o E O -Ô "ii -n O c c _ If " o O c ° " k ° 0 -.„T3 t. a M ( *C ÏO ö3'.c? •o y E-«.!«? O W T u c ^ » -o . 3 S a Xp, X t» = X cru tfl Q, U r-0 CT X. - ¿B3 UT. 15 o»13i E o d 3 »«:o •o, CU2 r- -o T« oo Dgc, <SJ Oo Ec oTi__ 25" ~ Ï Íí ÖSoO ±*j O E3aa "aS u tj-c < » te o uÖ CT o ~S¡ o er« ¿¡ ao O Oiíia 0 "o - ü 01 ¿1 o E -Tj O-S-í = = ¡-•a C CT g l -O O O' ögS Ç r< O "O 0-»a-o TT "- o •S^1 o— U — ti) o t§ o •r a-% ¿0 0° w - a, sio o o=T> u S•ou" 1 0303"3 X i s G :o.í a, oC E S i 8 f O? S E S3£" ï C o 3 : Se jj-j^ «y C Egc r ' T0---C a «y O„X5i «O •flue al 5 o» in C oSI — o— « '" u V OJWCJSrOfOfO i's»l-O-ví E® into O ö O « « U ut m CJ (U Ö « tu oí
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420


I.OS

ACEROS

incompleta. L a segunda y tercera Se obtienen por disociación parcial y total d e los gases combustibles. L u e g o dentro de cada una de las clases, hay una serie de tipos q u e se diferencian entre sí por el procedimiento y g r a d o de desecación empleados, y también p o r la eliminación del C 0 2 y S H , o el enriquecimiento de la atmósfera. En el s e g u n d o g r u p o hay tres clases ; la primera preparada p o r disociación del a m o n í a c o anhidro y las otras d o s por la c o m b u s tión parcial o total del a m o n í a c o disociado. P o r fin, en el tercer g r u p o están i n c l u i d o s : El nitrógeno y el h i d r ó g e n o comercial en botellas con diferentes g r a d o s de desecación

Figura Instalación

383

p a r a p r o d u c i r a t m ó s f e r a s protectoras,

p a r a el r e c o c i d o

de ace-

ros, o b t e n i d a s p o r c o m b u s t i ó n c o m p l e t a o i n c o m p l e t a de g a s e s c o m b u s t i b l e s .

y las atmósferas preparadas con g a s ó g e n o de carbón de madera, desecadas y eliminado el C 0 3 . L o s subíndices c, r y d que se usan en la T a b l a X L I V indican el g r a d o de eliminación del agua en cada atmósfera, c quiere decir que el agua se ha eliminado por condensación, r por refrigeración y d por la acción de la alúmina o gel de sílice. L a letra d también se suele utilizar para indicar que se han utilizado las tres etapas d e desecación.

CAP. XVIII.

162.

Atmósferas

COMBUSTIÓN

421

D ESC ARBUR ACIÓN SUPERFICIAL DE LOS ACEROS

controladas

C O M P L E T A D E UN G A S C O M B U S T I B L E . — ( A t m ó s f e r a

1).

A l q u e m a r cualquier g a s c o m b u s t i b l e c o n cantidades a p r o p i a d a s d e aire, se o b t i e n e ( a d e m á s del n i t r ó g e n o del aire q u e n o ha intervenid o en la c o m b u s t i ó n ) a n h í d r i d o c a r b ó n i c o y v a p o r de a g u a . S i el p r o c e s o de c o m b u s t i ó n se verifica c o n la c a n t i d a d de aire precisa para que la c o m b u s t i ó n sea c o m p l e t a , l o s p r o d u c t o s de la c o m b u s tión están c o n s t i t u i d o s e x c l u s i v a m e n t e p o r 10 % de a n h í d r i d o carb ó n i c o y 20 % de h u m e d a d a p r o x i m a d a m e n t e . P o r c o n d e n s a c i ó n del v a p o r de a g u a en un r e f r i g e r a d o r c o n a g u a corriente, la h u m e d a d d i s m i n u y e hasta un 2,5 % en v o l u m e n a p r o x i m a d a m e n t e .

Esquema de una instalación para producir una atmósfera de nitrógeno, por combustión completa de un gas y eliminación del H : 0 y CO-.

d i v e r s o s g a s e s c o m o m e t a n o , etano, g a s natural, g a s del a l u m b r a d o , etcétera. Esta a t m ó s f e r a es inerte, n o es e x p l o s i v a y es m u y barata. N o sirve para el r e c o c i d o de los a c e r o s a elevada temperatura, p o r su a c c i ó n o x i d a n t e , d e b i d a al e l e v a d o p o r c e n t a j e d e C O A y I 1 2 0 . S i n e m b a r g o , se utiliza c o m o a t m ó s f e r a b a s e y e l i m i n a d o s estos e l e m e n t o s , c o n s t i t u y e una a t m ó s f e r a m u y utilizada para el r e c o c i d o de m u c h a s clases de a c e r o s . Este tipo de a t m ó s f e r a r e c i b e el n o m b r e de e x o g a s , p o r p r o d u cirse p o r m e d i o de u n a reacción e x o t é r m i c a . ATMÓSFERAS

OBTENIDAS

P O R LA C O M B U S T I Ó N D E U N G A S

COMBUS-

T I B L E Y LA E L I M I N A C I Ó N D E L A N H I D R I D O C A R B Ó N I C O Y V A P O R D E A G U A -

( A t m ó s f e r a s 1 - A , 1 - B y 1 - C ) . L o s p r o d u c t o s o b t e n i d o s p o r la c o m bustión total d e u n g a s p u e d e n ser utilizados, c o m o a t m ó s f e r a s para

422


I.OS

ACEROS

ios h o r n o s de tratamiento, después de ser eliminados el C 0 2 y el v a p o r de a g u a . D e esa f o r m a se suele obtener aproximadamente la siguiente c o m p o s i c i ó n : C02 = 0 % ;

C 0 = 0,5 % ;

H 2 = 0,5 % ;

O 2 = 0 i% ;

N 2 = 99 % ,

CH4 = 0 % ;

(Atmósfera I B d )

es decir, nitrógeno casi p u r o . L a instalación empleada para preparar esta atmósfera (figuras 383 y 384) consta d e una cámara revestida interiormente con la-

% ,de iproductos de la c o m b u s t i ó n

Rcocctón

andoVcrmica rico Combustible

Goa

„. figura Diferentes resultados un g a s

Rtacción exotérmico Gas pebre Incombustible —

mu\J

combustible

ooo

"lo del aire necesario para c o m b u s t i ó n total

q u e se p u e d e n o b t e n e r al con

diferentes

porcentajes

quemar de

aire.

drillos refractarios d o n d e se verifica la combustión del g a s y del aire que llegan accionados p o r una b o m b a o ventilador. A la salida de la cámara de combustión, los gases atraviesan un serpentín refrigerado por agua fría d o n d e se condensa el vapor de a g u a . A la salida pasa el gas a una torre de absorción d o n d e es eliminado el C O , y nuevamente se le hace pasar al gas por ctro des-' hidratador. A esta atmósfera se le suele llamar m o n o g a s por estar constituida casi exclusivamente p o r n i t r ó g e n o .

CAP. XVIII.

ATMÓSFERA COMBUSTIBLE

Y

423

D ESC ARBUR ACIÓN SUPERFICIAL DE LOS ACEROS

OBTENIDA

POR

ELIMINACIÓN

COMBUSTIÓN

DEL

ANHIDRIDO

INCOMPLETA CARBÓNICO

DE Y

UN

VAPOR

GAS DE

AGUA.—(Atmósfera 2). Esta atmósfera se diferencia de la 1 en q u e el p o r c e n t a j e d e aire q u e se emplea para la c o m b u s t i ó n es m e n o r q u e

Figura 386 Esquema de una instalación para producir una atmósfera protectora, obtenida por combustión incompleta de un gas.

en aquel c a s o . M o d i f i c a n d o la cantidad de aire, varía la c o m p o s i c i ó n de la a t m ó s f e r a o b t e n i d a , q u e es más rica en h i d r ó g e n o y ó x i d o d e c a r b o n o y tiene m e n o r p o r c e n t a j e de a n h í d r i d o c a r b ó n i c o y v a p o r de a g u a q u e ia 1, s e g ú n se p u e d e ver en la f i g u r a 385. En esa f i g u -

Figura 387 Esquema de una instalación para producir una atmósfera, para el tratamiento térmico de aceros, por disociación de un gas combustible.

ra se señala la z o n a c o r r e s p o n d i e n t e a las atmósferas 1 d e c o m b u s tión total y las atmósferas 2 d e c o m b u s t i ó n parcial, en las q u e se emplean m e n o r e s p o r c e n t a j e s de aire (variables de 50 a 90 % ) que en la 1. T a m b i é n se señalan la's zonas d e las atmósferas 3 y 4.

424

TRATAMIENTOS

TÉRMICOS.

DE

I.OS

ACEROS

D e esta f o r m a se o b t i e n e n atmósferas c o m p u e s t a s p o r nitróg e n o y 4 a 12 ,%- de ó x i d o de c a r b o n o , 9 a 4 % d e a n h í d r i d o . c a r b ó n i c o , 3 a 24 % de h i d r ó g e n o y algunas, trazas .de m e t a n o y .de v a p o r de.agua y oxígeno. El p o r c e n t a j e de h u m e d a d puede, m o d i f i c a r s e e m p l e a n d o d i v e r s o s m é t o d o s de d e s e c a c i ó n , p u d i e n d o variar el p u n t o de r o c í o desde .15,6° hasta —54°, a p r o x i m a d a m e n t e . L a instalación es parecida a la anterior. C o n s t a de un h o r n o , un r e f r i g e r a d o r p r i m a r i o y l u e g o un refrigerante c o n s t i t u i d o p o r

Figura Generador para

el

para

la

tratamiento

38S

producción de

aceros

de por

una

atmósfera,

disociación

del

amoníaco.

un g r u p o f r i g o r í f i c o en el q u e al enfriarse el g a s d i s m i n u y e el p o r centaje de h u m e d a d . DISOCIACIÓN DE UN GAS COMBUSTIBLE.—(Atmósferas 3 y 4 ) . E s t e

t i p o d e a t m ó s f e r a se prepara h a c i e n d o pasar una m e z c l a de aire v g a s c o m b u s t i b l e p o r u n o s t u b o s c a l e n t a d o s exteriormente a elevada temperatura, d o n d e reaccionan en presencia d e un catalizador, o b t e n i é n d o s e así u n a mezcla d i s o c i a d a en la que los p o r c e n t a j e s d e hid r ó g e n o y ó x i d o d e c a r b o n o son superiores a los d e las a t m ó s f e ras 1 y 2, y los de a n h í d r i d o c a r b ó n i c o y v a p o r de a g u a , son inferiores ( f i g . 385).

CAP.

XVIII.

D ESC ARBUR ACIÓN

SUPERFICIAL

DE

LOS

ACEROS

4^5

L a instalación consta de una serie d e t u b o s de acero refractario al calor, c o l o c a d o s en el interior de un h o r n o y p o r los que se hace pasar la mezcla d e g a s y aire ( f i g . 387). A l calentarse el h o r n o y elevarse la.temperatura de los tubos, se p r o d u c e la d i s o c i a c i ó n de la mezcla gas-aire, c o n d u c i é n d o s e lueg o . los gases o b t e n i d o s a un r e f r i g e r a d o r . A las atmósferas: obtenidas de esta f o r m a , se les llama a l g u n a s veces e n d o g a s , p o r el tipo d e reacción, que e x i g e calor externo para que se v e r i f i q u e en luga'r d e p r o d u c i r l o c o m o ocurría en la 1 y 2. S e g ú n sea el p o r c e n t a j e d e aire e m p l e a d o se clasifican estas a t m ó s feras en parcialmente disociadas y c o m p l e t a m e n t e d i s o c i a d a s . L a s primeras contienen 16 a 3.2 % de ó x i d o de c a r b o n o , d e 20 •i 35 % d e h i d r ó g e n o y 1 a 0,4 % de a n h í d r i d o c a r b ó n i c o , y las t o talmente disociadas, 25 a 38 % de ó x i d o d e c a r b o n o y 28 a 44 % de h i d r ó g e n o . DISOCIACIÓN

DEL

AMONÍACO

ANHIDRO.—(Atmósfera

5).

Un

gas

m u y eficaz para el r e c o c i d o d é aceros p u e d e prepararse p o r d i s o c i a c i ó n del g a s a m o n í a c o p o r el c a l o r . D e esa f o r m a se obtiene una mezcla constituida p o r 75 %' d e h i d r ó g e n o y 25 % de n i t r ó g e n o . L a instalación e s m u y s i m p l e y basta hacer pasar el g a s a través d e un t u b o calentado a 850", para que se v e r i f i q u e la d i s o c i a c i ó n ( f i g u ra 388). P o r d e p u r a c i ó n de la h u m e d a d y del N H 3 , se obtienen otras atmósferas derivadas. AMONÍACO

DISOCIADO

PARCIALMENTE

QUEMADO.—(Atmósfera

6).

T a m b i é n se emplea a m o n í a c o d i s o c i a d o parcialmente q u e m a d o c o m o atmósfera protectora. S e prepara m e z c l a n d o y q u e m a n d o a m o n í a c o d i s o c i a d o c o n una cantidad limitada de aire, o b t e n i é n d o s e una mezcla de h i d r ó g e n o y n i t r ó g e n o . D e esta f o r m a el p o r c e n t a j e d e h i d r ó g e n o en la atmósfera es m e n o r que el o b t e n i d o en la disociac i ó n del a m o n í a c o . L o s p o r c e n t a j e s de h i d r ó g e n o y n i t r ó g e n o se p u e den m o d i f i c a r v a r i a n d o la cantidad de aire. U n a c o m p o s i c i ó n típica de este g a s es : H„i = 20 % ; O., —0 % ; N 2;.= 80 % . El e q u i p o para la p r o d u c c i ó n de esta atmósfera consta de d o s partes : El aparato e n el que se verifica la d i s o c i a c i ó n del a m o níaco a n á l o g o al de la atmósfera 5 y una cámara adicional para quemar la mezcla de aire y a m o n í a c o d i s o c i a d o . AMONÍACO

DISOCIADO

COMPLETAMENTE

QUEMADO.—También

se

preparan atmósferas, q u e m a n d o c o m p l e t a m e n t e el a m o n í a c o d i s o c i a -

426


I.OS

ACEROS

d o . S i e m p r e se suelen usar cantidades de aire m e n o r e s q u e la teórica, para q u e n o h a y a e x c e s o de o x í g e n o en los p r o d u c t o s de la c o m b u s t i ó n . El g a s está constituido p o r 99 % d e n i t r ó g e n o y 1 % de hidrógeno aproximadamente.

De

la m i s m a f o r m a q u e en

las

d e m á s atmósferas, se p u e d e eliminar el v a p o r de a g u a y el anhidrid o c a r b ó n i c o hasta el g r a d o que se desee, e m p l e a n d o cualquiera de ló's p r o c e d i m i e n t o s d e depuración citados anteriormente. GAS

PRODUCIDO

POR

GASÓGENO

DE

CARBÓN

DE

MADERA.—(Atmós-

fera 10). Esta instalación consta f u n d a m e n t a l m e n t e de un g a s ó g e n o de carbón de madera, d o n d e se prod u c e el g a s y un c a r b u r a d o r d o n d e se regulan lor porcentajes d e CO y CÓ2. Este carburador consiste en una torre de c a r b ó n vegetal calentada exteriormente, a través de la cual se hace pasar el g a s p r o d u c i d o en el g a s ó g e n o . En a l g u n a s instalaciones c o m o la de la f i g u r a 389, el g a s ó g e n o y el carburador están c o n s t r u i d o s u n o a c o n t i n u a c i ó n de otro, d e f o r m a que constituyen un s o l o c o n j u n t o . El aire es e n v i a d o p o r la parte inferior a presión y la c o l u m n a de carbón se suele calentar de 900° a 1.100° p o r diversos p r o c e d i m i e n t o s . L a mezcla g a s e o s a que se obtiene a la salida, contiene n i t r ó g e n o , p r o d u c i r una a t m ó s f e r a , p a r a el tra33 % de ó x i d o d e c a r b o n o c o n 1 a t a m i e n t o t é r m i c o de los a c e r o s . 10 % de h i d r ó g e n o , trazas d e a n h í d r i d o c a r b ó n i c o y v a p o r de a g u a . Esquema sógeno

de

de

una

carbón

instalación de

de

madera,

ga-

para

Esta atmósfera c o m o las anteriores se m e j o r a p o r de la h u m e d a d y del a n h í d r i d o c a r b ó n i c o ,

empleando

eliminación cualquiera

de los p r o c e d i m i e n t o s citados anteriormente. E m p l e a n d o esta atmósfera y otras de elevado c o n t e n i d o en C O v b a j o s porcentajes d e C 0 2 y v a p o r de a g u a , existe el p e l i g r o d e que se deposite c a r b ó n en la superficie del acero. C u a n d o en el enfriamiento lento la c a r g a del h o r n o llega a 500°-650°, la superficie

CAP.

XVIII.


SUPERFICIAL

DE

LOS

ACEROS

427

caliente del metal actúa de catalizador y el ó x i d o de c a r b o n o se desc o m p o n e según la siguiente reacción : 2 C 0 = C02 + C depositándose un p o l v o f i n í s i m o de carbón en la superficie del material r e c o c i d o . 163.

A t m ó s f e r a s más tipos de aceros

usadas

para

el

tratamiento

de

diversos

Para evitar descarburaciones, carburaciones u oxidaciones en las superficies de las barras o piezas se emplean las atmósferas q u e acabamos de estudiar c u y a c o m p o s i c i ó n depende de la clase de acero y d e la temperatura y duración del tratamiento. En cada caso particular hay que resolver distintos problemas, pues mientras en los aceros b a j o s en c a r b o n o por e j e m p l o , lo más interesante es evitar la oxidación superficial, en c a m b i o en los aceros de herramientas lo fundamental es impedir la descarburación. A u n q u e las soluciones que se empleaban hasta hace unos años (recocidos en cajas con carbón, c o n viruta de f u n d i c i ó n , etc.), r e s o l vían en parte a l g u n o s de estos problemas, muchas veces no se o b tenían resultados satisfactorios por desconocerse y no poderse regular los verdaderos factores que intervienen en los f e n ó m e n o s d e descarburación y o x i d a c i ó n . Al aumentar el v o l u m e n de las instalaciones y la capacidad de ios hornos y al exigirse cada día más uniformidad en la c o m p o s i ción d e las barras y piezas de acero, ha habido que estudiar con gran detalle las c o n d i c i o n e s de trabajo y determinar los gases más convenientes para cada tratamiento. N o hay duda q u e el empleo d e atmósferas de protección han c o m p l i c a d o m u c h o los tratamientos térmicos de los aceros, pero gracias a su empleo se ha c o n s e g u i d o una regularidad en los resultados •que antes era imposible de obtener. A continuación estudiaremos las atmósferas más utilizadas para el tratamiento de las diferentes clases de aceros. ACEROS

BAJOS EN CARBONO.—Para

el

recocido

en

blanco

(sin

oxidación) de estos aceros, se emplean generalmente atmósferas reductoras obtenidas por combustión incompleta d e diferentes gases. Se obtienen m u y b u e n o s resultados con atmósferas producidas al quemar g a s del alumbrado, g a s del h o r n o alto, gas de g a s ó g e n o de

428


I.OS

ACEROS

carbón vegetal, etc. D e esta f o r m a se obtienen gases que tienen a p r o ximadamente la 'siguiente c o m p o s i c i ó n : C O —3 a 6 % ; C 0 2 = 4 a 10 % j H 2 = 5 a 15 % ; N 2 = resto. En general no hace falta eliminar ni el anhidrido c a r b ó n i c o ni el vapor de agua que 'se producen en esas combustiones, y únicamente en algunas ocasiones debe cuidarse q u e el contenido de i l 2 0 , no rebase de ciertos límites para evitar q u e durante el enfriamiento lento, el acero adquiera una coloración azul que en a l g u n o s casos conviene evitar. T a m b i é n se pueden utilizar para este tratamiento atmósferas preparadas por combustión incompleta del a m o n í a c o disociado y el g a s de g a s ó g e n o d e carbón vegetal. U n a diferencia fundamental entre las atmósferas que se emplean para el recocido de los -aceros altos en c a r b o n o y las que ahora estamos estudiando, es que en estas últimas no suele ser necesario e-iminar la humedad ni el anhidrido c a r b ó n i c o . El recocido en blanco de rollos d e alambre o de fleje de acero extradulce, c o l o c a d o s en potes de cierre estanco, se suele efectuar en una atmósfera reductora, de- m u y fácil preparación. La operación se realiza introduciendo con el acero a l g u n o s trozos d e a l g o dón e m p a p a d o s en gasolina o aceite, que al elevarse la temperatura se queman con el o x í g e n o que hay en el aire del pote. Al aumentar la presión d e la atmósfera en el interior del pote c u a n d o la carga Se calienta, los gases de la combustión salen al exterior por una llave que l u e g o se cierra al alcanzarse la máxima temperatura, impidiéndose la entrada del aire hasta que el acero tenga en el enfriamiento de 150° a 300°. D e esta f o r m a se elimina el o x í g e n o en el inte rior del pote y se verifica el recocido en una atmósfera reductora que no oxida la superficie del acero. A C E R O S DE ALTO CONTENIDO EN C A R B O N O . — P a r a

el

recocido

de

estos aceros se emplean atmósferas producidas por .la c o m b u s t i ó n parcial d e gas del alumbrado, de g a s de h o r n o alto, de gas d e gas ó g e n o de carbón de madera, etc., eliminando l u e g o el v a p o r de agua y el anhidrido c a r b ó n i c o . El grado de c o m b u s t i ó n conviene q u e sea más completo que el de las atmósferas que se emplean para el recocido de los aceros de b a j o contenido en c a r b o n o . Se obtienen m u y b u e n o s resultados con atmósferas q u e contienen 3 a 4 !% de C O y 4 a 5 .% de H 2 a p r o x i m a d a m e n t e y cantidades mínimas d e v a p o r de agua y anhidrido c a r b ó n i c o .

CAP.

XVIII.

D ESC ARBUR ACIÓN

SUPERFICIAL

DE

LOS

ACEROS

429

En estas atmósferas no conviene utilizar porcentajes m u y elev a d o s de C O , porque existe el peligro de que se deposite carbón sobre la superficie del acero, ni elevados contenidos de h i d r ó g e n o porque en presencia de p e q u e ñ o s porcentajes de v a p o r de agua, se convierte en un elemento descarburante activísimo. Sin e m b a r g o , para los aceros d e más alto contenido en c a r b o n o y de alta aleación se suelen usar contenidos d e C O de 9 % y de H 2 de 15 a 18 ¡%. T a m b i é n se utilizan con m u y buen resultado para el recocido de estos aceros, atmósferas producidas por la combustión i n c o m pleta del a m o n í a c o disociado. La experiencia ha demostrado que no dan b u e n o s resultados las atmósferas ele nitrógeno (99 a 100 % de N 2 ) que podrían parecer adecuadas para este tratamiento. L a s atmósferas inertes descarburan ' o s aceros altos en c a r b o n o porque no poseen potencial de c a r b o n o suficiente para balancear la presión de escape del c a r b o n o del acero, y lo oxidan porque el nitrógeno t a m p o c o puede impedir d a entrada del o x í g e n o del aire a través de los materiales p o r o s o s y de algunas juntas imperfectas d e las instalaciones. A C E R O S DE CONTENIDO MEDIO EN C A R B O N O . — P a r a

el

tratamiento

de esta clase de aceros se usan los mismos tipos de atmósferas utilizados para los aceros altos en c a r b o n o . Durante los tratamientos, se d e b e regular con gran cuidado en todas ellas el g'rado de c o m b u s tión y controlar la eliminación de la humedad y del anhídrido carb ó n i c o , para obtener el potencial de c a r b o n o adecuado para que no haya déscarburación ni carburación en los aceros. Entre las numerosas atmósferas que pueden ser utilizadas, las más generalizadas son las obtenidas p o r combustión incompleta de metano, etano, gas del alumbrado, etc. ACEROS AL SILICIO.—Los tratamientos de los aceros al silicio, de bajo, c o n t e n i d o en c a r b o n o , utilizados para la fabricación de chapa magnética exigen precauciones especiales. C u a n d o el contenido en silicio es b a j o , los recocidos se hacen a baja temperatura y es suficiente emplear atmósferas del tipo 1 y 2 que impiden la oxidación superficial del acero. En c a m b i o en los aceros de alto contenido en silicio hay que evitar no sólo la o x i d a ción sino también la carburación. Para ello debe controlarse cuidadosamente la marcha de los tratamientos, p o r q u e al emplearse temperaturas p r ó x i m a s a 1.000° las reacciones se verifican m u y rápidamente y pueden reducirse notablemente las características m a g -


430

I.OS

ACEROS

néticas de los aceros. En las atmósferas debe evitarse la presencia de C O y C H 4 , no p u d i é n d o s e además contrarrestar su influencia perjudicial con el v a p o r de a g u a porque a las elevadas temperaturas que se emplean para el tratamiento, el v a p o r de agua oxida el acero. Las tres clases de atmósferas más utilizadas para el recocido de estos aceros son : 1.° H i d r ó g e n o seco obtenido por disociación del a m o n í a c o . 2.° N i t r ó g e n o seco obtenido p o r c o m b u s t i ó n completa de un g a s combustible y eliminación posterior del C 0 2 y del v a p o r de agua, y 3.° A t m ó s f e r a s obtenidas p o r c o m b u s t i ó n parcial o total del a m o n í a c o disociado. L o s aceros al silicio de 0,50 a 0,70 % de c a r b o n o y 1 a 2 % de silicio empleados para la fabricación de muelles sé descarburan con extraordinaria facilidad. S i e n d o necesario evitar ese f e n ó m e n o por ser la descarburación m u y perjudicial para el rendimiento de los muelles, conviene recocer v temolar esos aceros en atmósferas c o n '

J

-L

troladas o en b a ñ o s de sales. L a s atmósferas m á s utilizadas son las obtenidas por combustión parcial o total de un gas combustible o las de g a s de g a s ó g e n o d e cárbón de madera, eliminando el H 2 0 y C 0 2 y aumentando el potencial de c a r b o n o de la atmósfera del horno, con la introducción de aceites de la serie cíclica, benzol, etc. ACEROS

INOXIDABLES.—Para

el

recocido

brillante

de

los

aceros

inoxidables altos en c r o m o y cromo-níqueles austeníticos, deben emplearse atmósferas q u e no contengan o x í g e n o , v a p o r de agua, ó x i d o de c a r b o n o y anhídrido c a r b ó n i c o . H a y que evitar por lo tanto la presencia de o x í g e n o libre o c o m b i n a d o en los gases que rodean al acero. Para evitar toda traza de o x í g e n o en la atmósfera que rodea al acero se emplean para el recocido de flejes y alambres, h o r n o s especiales en los que la atmósfera controlada llena d o s cámaras c o n céntricas aisladas una de otra. L a s atmósferas más usadas para el recocido de los aceros inoxidables consisten en h i d r ó g e n o puro y seco, obtenido generalmente por disociación del a m o n í a c o y eliminación posterior del v a p o r de agua v del anhídrido c a r b ó n i c o .

APENDICE TABLAS

DE

ACEROS

C o m p o s i c i ó n de los aceros d e l Instituto del Hierro y del Acero

(1949)

ESPAÑA

'Marca

%

c

0/o Mn

% Si

%P

%

s

%Cr

0/o Ni

0/o W

o/o Va

0/oMo

% Al

Equivalencia HEVA

A c e r o s al c a r b o n o 115

. 10/.2')

.30/. 50

.15/.30

<.05

<•05

F3H

125

.20/.30

.40/. 70

.15/.30

<•05

<05

F3X

135

.30/. 40

.40/. 70

.15/.30

<•05

<.05

F4H

145

.40/. 50

.40/70

.15/.30

<.05

<.05

S

<.05

<•05

SS

<.04

155

.50/. 60

.40/ 70

.15/.30

211

.25/.35

.40/. 70

.10/.35

. 30/'. 40

1,3/1,7

.10/.35

<.04

<.04

• .25/.35 . 4 0 / 7 0

.10/, 35

<•04

<.04

1.0/1,5

<

.50/. 80 2,75/3,25

A c e r o s de gran resistencia

212 221

<.04

04

2,5/3,5

3NT

4,0/4,5

DTA TSD

222

.25/. 35

.40/. 70

.10/. 35 . < 04

231

.30/. 40

.40/. 70

.10/.35

<.04

<.04

2,5/3,5

232

.30/. 40

.40/. 70

.10/.35

<•04

<.04

.90/1,5

241

.90/.1.2

.30/. 40

.10/.35

<.04

<

1,4/1,8

261

.30/. 40

1,3/1,8

.10/.35

<•04

<.04

262

.25/. 35

1,3/1,8

.10/. 35

<.04

<.04

281

.25/.35

.40/. 70

.10/.35

<.04

< : 04

1,0,1,5

282

.25/. 35

.40/. 70

.10/.35

<•04

<.04

.50/. 80 2,25/2,75

.20/. 60

291

.35/. 45

.40/. 80

10/.35

<.04

<.04

.90/1,4

1,2/1,4

.10/.30

.292

.35/.45

1,2/1,5

.10/.35

<.04

<

.30/. 60

.50/1.0

.10/.30

301

.08/.12

.30/.40

.10/.35

<-.C4

<

311

.10/. 15

.30/. 60

.10/35

<.04

<.04

321

.10/. 15

.30/.60

10/35

<

04

<•04

322

.10/.15

.30/ 60

.10/.35

<.04

323

.17/.22

1,0/1,5

.10/35

<

04

324

.12/.16

.40/.80

.10/. 35

<

04

331

.12/.15

.30/. .60

.10/.35

<.04

<

.15/.25

Acrom-2

381

.12/.18

.30/. 60

.10/.35

<

04

<04

.90/1,1

3,5/4,5

.15/.35

Elastic-2

382

.12/. 18

.30/. 60

.10/.35

<

04

<

04

.50/. 80

2,5/3,5

.25/.35

391

.15/ 20

.40/. 70

.10/.35

<.04

<•04

1,8/2,2

1,8/2,2

.15/.25

392

15/ 20

.40/ 70

.10/ 35

<04

<

.40/. 60

1,5/2,0

.15/.25

04

04

.40"/. 60

EG

.20/. 40

Acrom CB

.20/.30 .35/. 55 .20/.35 4,0/4.5

.20/. 60 Elastic

A c e r o s de cementación CC

04 3,0/3,5

N3C

.90/1,1

3,8/4,5

HSL

<•04

.50/. 80

2,5/3,0

CNC

<•04

1,1/1,5

<•04

.60/ 90

04

04

1,0/1,3

•

APENDICE.

TAB I-A S DE

437

ACEROS

%C

%Si

%Mn

%F

10 N C 6 (b) 16 N C 6 (b) 20 N C 6

0.07/0.11

0.60/0.90

***

0.60/0.90

***

25 N C 6

0.22/0.29

0.40 max 0.40 max 0.40 max 0.40 max 0.40 max

0.35 max 0.35 max 0.35 max

0.35/0.65

1.20/1.60

0.45/0.75

1.40/1.80

0.40/0.65

1.80/2.20 0 . 2 5 / 0 . 3 5


0.40 max 0.50/0.90

*

0.50/0.90 0.50/0.90

0.35 max 0.35 max 0.40 max 0.40 max 0.40 max 0.35 max 0.40 max 0.40 max 0.10/0.40 0.10/0.40 0.35 max 0.35 max 0.35 max

0.40/0.70

**

0.40/0.70

**

0.40/0.70

**

**

0.60/0.90

2.50/3.00

0.20/0.50

**

**

1.10/1.40

3.50/4.00

0.15/0.55

**

1.50/2.00

4.00/4.50

0.50 max 0.50 max 0.20/0.50

**

**

0.85/1.15 0.20/0.30 3.00/3.50

0.15/0.55 0.15/0.55 0.45 max 0.40 max 0.40 max

**

(g) (e) (g) (e)

0,40/0,80 0,40/0,80 0,40/0,80 0,40/0,80

0,40 0,40 0,40 0,40

30 C A V 6-06

0,30 (g)

0,40/0,80

0,40 maxi

30 45 45 45

0,30 0,45 0,45 0,45

0,40/0,80 0,40 0,40/0,80 0,40 0,40/0,80 . 0,40 0,40/0,80 0,40

CE*TAC

0.12/0.18 0.16/0.22

0.30/0.38

35 N C 6 (b)

10 C N D 6 . .

0.12

max ÌS C N D 6 . . 0 . 1 5 / 0 . 2 2 30 C N D 8 . . 0 . 2 7 / 0 . 3 3

10 N D 4

0 . 0 7 / 0 13

10 N C D 4 . . Ó . 0 7 / 0 . 1 3 16 N C D 4 . . 0 . 1 2 / 0 . 1 9 25 N C D 4 .

0.22/0.28

35 N C D 4 . . 0 . 3 2 / 0 . 3 8

0.08/0.13 0.11/0.16 0 . 2 6 / 0 33 0.32/0.38 0 . 3 7 / 0 43 0 14/0.19 0.28/0.35 0.25/0.35 0.25/0.35 0.35/0.45 0.20/0.30 0.30/0.40 0.35/0.43

28 28 28 80

C D 12 C V D 12 C V 12 CAV 6-03

CAD CAD CAD CAV

6-06 6-06 6-12 6-06

45 C A V 6-12

0,28 0,28 0,28 0,30

(g) (g) (e) (g)

0,45 (g)

0,40/0,80

0.60/0.90

%S

%Cr

%Mo

%Ni

1.20/1.60

0.90/1.25 ***

0.90/1.25

1.20/1.60

***

0.90/1.25

1.20/1.60

0.60/0.90

•

•

0.75/1.10

1.20/1.60

0.60/0.90

•

•

0.75/1.10

1.20/1.60

maxi maxi maxi maxi

0,40 maxi

0.30/0.60

*

0.10/0.20 0.80/1.20 0.20 max 0.40/0.70 0.10/0,20 1.00/1.30

*

•

0.40/0.70 0.10/0.20 1.00/1.30

«

*

0 . 4 0 / 0 . 7 0 0.1O/O.20 1.00/1.30

*

*

0.40/0.70 0.10/0.20 1.00/1.30

0.50/0.90

maxi maxi maxi maxi

0.10/0.20 0 . 8 0 / 1 . 2 0 0.10/0.20 0.80/1.20

**

**

0.60/0.90

2.75/3.25

0.60/0.90

2.75/3.25

1.90/2.40 0.60/0.80 1.90/2.40 0.70/1.10 0.30/0.40 2.70/3.30

**

** ** **

** ** **

1.20/1.50 0.40/0.60 3.70/4.30 1,40/1.70 0.40/0.60 4.30/4.90 1.10/1.30 0.40/0.60 3.70/4.00 1:20/1.50 0.20/0.30 3.20/3.70

**

0.30/0.60 1.00/1.30 4.50/5.00

2,50/3, 2,50/3. 2,50/3. 1,50/1

0,30/0,50 0,15/0,25

1,50/1,75 1,50/1, 1,50/1 1,50/1 1,50/1 1,50/1,75

0,25/0,45 0,25/0,45 0,25/0,45

. .i . . .


438

C o m p o s i c i ó n d e los a c e r o s AISI-SAE d e The Society o t A u t o f / i o t i v e E n g i n e e r s y The A m e r i c a n I r o n a n d Steel I n s t i t u t e (1947) ESTADOS U N I D O S

%c

%Mn

%SI

%PT

%Sf

0,18/0,23 0,17/0,22 0,28/0,33 0,33/0,38 0,38/0,43

1,60/1,90 1,80/2,10 1,60/1,90 1,60/1,90 1,60/1,90

0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35

0,040 0,050 0,040 0,040 0,040

0,040 0,050 0,040 0,040 0,040

0,15/0,20 0,28/0,33 0,33/0,38 0,38/0,43 0,43/0,48

0,40/0,60 0,60/0,80 0,60/0,80 0,70/0,90 0,70/0,90

0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35

0,040 0,040 0,040 0,040 0,040

0,040 0,046 0,040 0,040 0,040

3,25/3,75 3,25/3,75 3,25/3,75 ",25/3,75 3,25/3,75

0,09/0,14 0,45/0,60* 0,20/0,35 0,025 0,12/0,17 0,40/0,60 0,20/0,35 0,040 0,15/0,20 0,45/0,60' 0,20/0,85 0,025

0,025 0,040 0,025

4,75/5,25 4,75/5,25 4,75/5,25

%Cr

%Mo

%Ni

0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040

0,040 0,040 0,040 0,040 0.040 0,040 0,040 0,040

0,55/0,76 0,55/0,75 0,55/0,75 0,55/0,75 0,55/0,75 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90

1,10/1,40 1,10/1,40 1,10/1,40 1,10/1,40 1,10/1,40 1,10/1,40 1,10/1,40 1,10/1,40

0,08/0,13 0,45/0,60* 0,20/0,35 0,025 0,14/0,19 0,45/0,60* 0,20/0,35 0,025

0,025 0,025

1,40/1,75 1,40/1,75

3,25/3,75 3,25/3,75

0,13/0,18 0,17/0,22 0,28/0,33 0,33/0,38 0,38/0,43 0,38/0,43 0,43/0,48 0,48/0,53

0,40/0,60 0,60/0,80 0,60/0,80 0,60/0,80 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90

0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35

0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30

0,15/0,20 0,20/0,25 0,20/0,25 0,25/0,30 0,25/0,30 0,30/0,35 0,35/0,40 0,40/0,45 0,45/0,50 0,50/0,56 0,60/0,67 0,63/0,70

0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00

0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,36 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35

0,040 0,040 0,040 0,040 0,035/0,050 0,040 0,040 0,040 0,040 0,035/0,050 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040

0,28/0,33 0,30/0,35 0,33/0,38 0,35/0,40 0,35/0,40 0,38/0,43 0,40/0,45 0,43/0,48 0,45/0,50 0,48/0,53

0,40/0,60 0,40/0,60 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00

0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,350,20/0,35 0,20/0,35

0,040 0,025 0,025 0,040 0,025 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040

0,040 0,025 0,025 0,040 0,025 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040

0,80/1, 0,80/1, 0,80/1, 0,80/1, 0,80/1, 0,80/1, 0,80/1, 0,80/1, 0,80/1, 0,80/1,

0,15/0,25 0,18/0,25* 0,18/0,25* 0,15/0,25 0,18/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25

0,15/0,20 0,17/0,22 0,35/0,40 0,38/0,43

0,45/0,65 0,45/0,65 0,60/0,80 0,60/0,80

0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35

0,040 0,040 0,040 0,040

0,040 0,040 0,040

07040

0,40/0,60 0,40/0,60 0,70/0,90 0,70/0,90

0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30

1,65/2,00 1,65/2,00 1,65/2,00 1,65/2,00

0,06/0,11 0,13/0,18 0,15/0,20 0,17/0,22 0,18/0,23 0,17/0,22 0,18/0,23 0,38/0,43 0,38/0,43

0,25/0,45 0,25 maxi 0,45/0,65 0,20/0,35 0,45/0,65 0,20/0,35 0,45/0,65 0,20/0,35 0,50/0,70 0,20/0,35 0,45/0,65 0,20/0,35 0,70/0,90 0,20/0,35 0,60/0,80 0,20/0,35 0,60/0,80 0,20/0,35

0,040 0,040 0,025 0,040 0,040 0,025 0,040 0,040 0,025

0,040 0,040 0,025 0,040 0,040 0,025 0,040 0,040 0,025

0,15/0,25 0,20/0,30 0,20/0,27* 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,27 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,27

1,40/1,75 1,65/2,00 1,65/2,00 1,65/2,00 1,65/2,00 1,65/2,00 1,65/2,00 1,65/2,00 1,65/2,00

0,10/0,15 0,13/0,18 0,15/0,20 0,18/0,23

0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,50/0,70

0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,36

0,040 0,040 0,040 0,040

0,040 0,040 0,040 0,040

0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30

3,25/3,75 3,25/3,75 3,25/3,75 3,25/3,75

%

439

APEN.DTCEV-KL'ABLAS . DE 'ACEROS

AISI

%Mn

%C

5045 5046

0,43/0,48 0,70/0,90 0,43/0,50 0,75/1,00

5120 5130

0,17/0,22 0,28/0,33 0,30/0,35 0,33/0,38 0,38/0,43 0,43/0,48 0,45/0,52 0,48/0,53 0,48/0,55

5132 5135 5140 5145 5147 5150 5152

E 50100 E 51100 E 52100

0,70/0,90 0,70/0,90 0,60/0,80 0,60/0,80 0,70/0,90 0,70/0,90 0,75/1,00 0,70/0,90 0,70/0,90

0,95/1,10 0,25/0,45 0,95/1,10 0,25/0,45 0,95/1,10 0,25/0,45

%Si

%Pt

%st

%Cr

%Mo

SA E

%Ni

5045 5046 '

0,20/0,35 0,040 0,20/0,35 0,040

0,040 0,040

,55/0,75 20/0,35

0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040

0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040

,70/0,90 0,80/1,10 0,80/1,05 0,80/1,05 0,70/0,90 0,70/0,90 0,90/1,20 0,70/0,90 0,90/1,20

5120 5130 5132 5135 5140 5145 5147 5150 5152

0,20/0,35 0,025 0,20/0,35 0,025 0,20/0,35 0,025

0,025 0,025 0,025

0,40/0,60 0,90/1,15 1,30/1,60

50100 51100 52100

0,040 0,040 0,040 0,040

0,70/0,90 0,80/1,10 0,80/1,10 0,80/1,10

0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35

V 0,10 mini 0,15 mini 0,15 mini 0,10 mini

6120 6145 6150 6152

0,17/0,22 0,43/0,48 0,48/0,53 0,48/0,55

0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90

0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35

0,040 0,040 0,040 0,040

8615 8617 8620 8622 8625 8627 8630 8632 8635 8637 8640 8641 8642 8645 8647 8650 8653 8655 8660

0,13/0,18 0,15/0,20 0,18/0,23 0,20/0,25 0,23/0,28 0,25/0,30 0,28/0,33 0,30/0,35 0,33/0,38 0,35/0,40 0,38/0,43 0,38/0,43 0,40/0,45 0,43/0,48 0,45/0,50 0,48/0,53 0,50/0,56 0,50/0,60 0,55/0,65

0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,70/0,90 0,75/1,00 0,76/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00

0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35

0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040

0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 ,040/0,060 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040

0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,50/0,80 0,40/0,60 0,40/0,60

0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25 0,15/0,25. 0,15/0,25 0,15/0,25

0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70

8719 8720 €735 •8740 .«742 '8745 8747 •8750

0,18/0,23 0,18/0,23 0,33/0,38 0,38/0,43 0,40/0,45 0,43/0,48 0,45/0,50 0,48/0,53

0,60/0,80 0,70/0,90 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00

0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35 0,20/0,35

0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040

0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040 0,040

0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60 0,40/0,60

0,20/0.30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30 0,20/0,30

0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70 0,40/0,70

'9255 •9260 '9261 9262

0,50/0,60 0,55/0,65 0,55/0,65 0,55/0,65

0,70/0,95 0,70/1,00 0,75/1,00 0,75/1,00

1,80/2,20 1,80/2,20 1,80/2,20 1,80/2,20

0,040 0,040 0,040 0,040

0,040 0,040 0,040 0,040

0,10/0,25 0,25/0,40

0,20/0,35 0,025 0,20/0,35 0,025 0,20/0,35 0,025

0,025 0,025 0,025

1,00/1,40 0,08/0,15 1,00/1,40 0,08/0,15 1,00/1,40 0,08/0,15

3,00/3,50 3,00/3,50 3,00/3,50

9310 9315 9317

0,90/1,20 0,20/0,35 0,040 0,90/1,20 0,20/0,35 0,040 1,00/1,30 0,20/0,35 0,040 1,00/1,30 0,20/0,35 0,040

0,040 0,040 0,040 0,040

0,30/0,50 0,30/0,50 0,30/0,50 0,30/0,50

0,08/0,15 0,08/0,15 0,08/0,15 0,08/0,15

0,30/0,60 0,30/0,60 0,30/0,60 0,30/0,60

9437 9440 9442 9445

E 9310 E 9315 E 9317

0,08/0,13 0,45/0,65 0,13/0,18 0,45/0,65 0,15/0,20 0,45/0,65

6150 8615 8617 8620 8622 8625 8627 8630 8632 8635 8637 8640 8641 8042 8645 8647 8650 8653 8655 8660 8720 8735 8740 8745 8750 9255 9260 9261 9262

9437 9440 9442 9445

0,35/0,40 0,38/0,43 0,40/0,45 0,43/0,48

9747 •9763

0,45/0,50 0,50/0,80 0,60/0,67 0,50/0,80

0,20/0,35 0,040 0,20/0,35 0,040

0,040 0,040

0,10/0,25 0,15/0,25 0,10/0,25 0,15/0,25

0,40/0,70 0,40/0,70

9747 9763

9840 9845 9850

0,38/0,43 0,70/0,90 0,43/0,48 0,70/0,90 0,48/0,53 0,70/0,90

0,20/0,35 0,040 0,20/0,35 0,040 0,20/0,35 0,040

0,040 0,040 0,040

0,70/0,90 0,20/0,30 0,70/0,90 0,20/0,30 0,70/0,90 0,20/0,30

0,85/1,1 0,85/1,15 0,85/1,15

9840 9845 9850


440

%>Si 0.17/0.24 0.27/0.34 0.32/0.39 0.37/0.45 0.08/0,1.5

0.11/0.18

0.14/0.21 0.07/0.14 0.13/0.20 0.27/0.34 0.30/0.37 0.32/0.39 0.35/0.43 0.37/0.45 . 0.40/0.48 0.42/0.50 0.44/0.52 0.46/0.54 0.14/0.21 0.16/0.23 0.37/0.45 0.17/0.24 0.37/0.45 0.10/0.17 0.12/0.19 0.14/0.21 0.17/0.24 0.37/0.45 0.42/0.50 0.46/0.54 0.46/0.54 0.14/0.21 0.17/0.24 0.20/0.27 0.22/0.29 -0.25/0.32 0.27/0.34 0.30/0.37 0.32/0.39 0.35/0.43 0.37/0.45 0.37/0.45 0.40/0.48 0.42/0.50 0.44/0.52 0.46/0.54 0.50/0.60 0.55/0.65 0.17/0.24 0.32/0.39 0.37/0.45 0.40/0.48 0.42/0.50 0.44/0.52 0.46/0.54" 0.55/0.65 0.55/0.65 0.55/0.65 0.35/0.43 0.37/0.45 0.40/0.48 0.42/0.50

0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0,35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.-20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/6.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35

1.80/2.20 1.80/2.20 1.80/2.20

0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35

%

Mi

1.50/2.00 1.50/2.00 1.50/2.00 1.50/2.00 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.60/0.95 0.60/0.95 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.40/0.70 0.40/0.70 0.60/0.95 0.40/0.70 0.55/0.85 0.30/0.60 0.35/0.65 0.35/0.65 0.45/0.75 0.60/0.95 0.60/0.95 0.60/0.95 0.60/0.95 0.60/0.95 0.60/0.95 0.60/0.95 0.60/0.95 0.60/0.95 0.60/0.95 0.60/0.95 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.60/0.95 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.70/1.05 0.85/1.25 0.85/1.25 0.95/1.35 0.95/1.35

%

I.OS

Cr

1.35/1.7S 1.35/1.75 0.80/1.15 0.80/1.15 0.80/1.15 0.80/1.15 0.80/1.15 0.80/1.15 0.80/1.15 0.80/1.15 0.80/1.15 0.35/0.65 0.35/0.65 0.65/0.95

ACEROS

%

Mo

0.15/0.25 0,15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25

% Ni

%

4.70/5.30 4.70/5.30 4.70/5.30 3.20/3.80 3.20/3.80

0.15/0;25

0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.20/0.30 0.20/0.30 0.20/0.30 0.20/0.30 0.20/0.30 0.20/0.30 0.20/0.30 0.20/0.30 0.20/0.30

0.65/0.95 0.65/0.95 0.65/0.95 0.80/1.15 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65 0.35/0.65

1.50/2.00 1.50/2.00 1.50/2.00 1.50/2.00 1.50/2.00 3.20/3.80 3.20/3.80 3.20/3.80 3.20/3.80

0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 .0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.15/0.25 0.20/0.30 0.20/0.30 0.20/0.30 0.20/0.30 0.20/0.30 0.20/0.30 0.20/0.30

0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0.35/0.75 0:35/0.75

0.05/0.35 0.20/0.50 0.25/0.55 0.25/0.55 0.25/0.55 0.25/0.55

0.08/0.15 0.08/0.15 0.08/0.15 0.08/0.15

0.25/0.65 0.25/0.65 0.25/0.65 0.25/0.65

0.15\

APENDICE.

Marca

% ' C

O/o M n

o/o Si

o/oP

o/o S

TABLAS DE

O/o C r

ACEROS

O/o Ni

o/o

433

O/o V a

W

O/o M o

0/0 A l

Equivalencia HEVA

Aceros de nitruración 491

.30/. 35

.65

.10/.35

<.04

<.04

3,0/3,5

.40

. 2 0 / . 25

. 3 0 / . 50

492

. 2 3 / . 28

.65

.10/.35

<

<.04

3,0/3,5

.40

.20/.25

. 3 0 / . 50

493

.18/.22.

.65

.10/.35

<.04

<.04

2,75/3,0

.40

. 2 0 / . 25

. 3 0 / . 50

494

. 3 5 / . 45

.65

.10/.45

<.04

<

1,4/1,6

.40

04

04

. 1 5 / . 30

.90/1,2

CAN

Aceros para muelles 501

. 6 0 / . 80

. 3 0 / . 60

.10/.35

<.06

< 0 6

502

. 4 0 / . 60

.50/1,0

. 1 0 / . 35

<•06

<.06

541

. 4 5 / . 55

Í'0/,70

10/.35

<.04

<.04

571

. 5 0 / . 60

.70/1,0

1,5/2,0

<•05

<.05

.80/1,1

MÇV

. 1 5 / . 25

ME

Aceros inoxidables 611

<•08

.25

.30

<.04

<

04

12,0/14,0

HI Inox

612

. 3 0 / . 40

.20/.60

. 15/.30

<.04

<.04

12,0/14,0

<1,0

621

<•25

<1,0

.15/.35

<.04

<•04

15,0/20,0

1,5/3,0

622

.15/.18

. 6 0 / . 80

. 5 0 / . 75

<•04

<•04

18,0/20,0 8,0/10.0

<•14

17,0/19,0

.50/2,0

<.04

<.04

10,0/13,0

623

LCH

Aceros de resistencia en caliente 12,0/15,0 12,0/15,0

721

. 4 0 / . 50

.80/1,5

.80/1,8

<•04

<.04

722

<•15

.80/1,5

.80/1,5

<.04

<.04

25,0

751

. 3 5 / . 45

. 4 0 / . 60

2,0/2,5

<.04

<.04

9,0/11,0

V-14

2,0/4,0

Termal 1

20,0

VSC

.80/1,0

Aceros para usos especiales 811

.15/.25

.60/1,2

<.10

<•10

. 2 0 / . 30 .10/.20

812

.1,0/. 30

.75/1,5

. 1 0 / . 30

<.05

831

. 2 5 / , 30

. 4 0 , . 70

.15/.30

<

841

<.20

<.40

<•20

<.04

<.04

842

<.70

3,5/5,5

<.50

<.04

851

1,0/1,15

. 4 0 / . 60

. 1 5 / . 30

852

. 6 0 / . 70

. 2 0 / . 40

.15/.30

Deco Pb<.30 .80/1,1

<3.0

<0.4

>3,0

11,0/14,0

<•03

<.03

9,0/10,0

<.04

<.04

04

<.04

.15/.25

Acrom

36,0

Co8,5/9,5 •5,5/6,5

1,4/1,6 •

IPW

434


I.OS

ACEROS

C o m p o s i c i ó n d e l o s a c e r o s EN d e The British S t a n d a r d s

Institution

(1947)

INGLATERRA

En

% c

%Si

%Mn

10

0.50/0.60 0.05/0.35 0.50/0.80

II

0.50/0.70 0.10/0.35 0.50/0.80

12

0.30/0.45 0.10/0.35

13

1.50 max 0.15/0.25 0.10/0.35 1.40/1.80

14A

0.15/0.25 0.10/0.35 1.30/1.70

14B

0.20/0.30 0.10/0.35 1.30/1.70

15

0.30/0.40 0.10/0.35 1.30/1.70

15A

0.30/0.40 0.05/0.35 1.30/1.70

I5B

0.35/0.40 0.05/0.35 1.10/1.30

15

0.25/0.40 0.10/Ö.35 1.30/1.80

16A 163 16C 17

0.25/0.30 0.30/0.35 0.35/0.40 0.30/0.40

18

0.35/0.45 0.10/0.35 0.60/0.95

18A 18B 18C 18D 19

0.27/0.32 0.30/0.35 0.35/0.38 0 3 8 / 0 43 0.35/0.45

19A

0.35/0.45 0.10/0.35 0.50/0.80

19B 19C 20

0 . 3 5 / 0 . 4 0 0.. 1 0 / 0 . 3 5 0 . 5 0 / 0 . 8 0 0.40/0.45 0.10/0.35 0.50/0.80 0.22/0.50 0.10/0.35 0.40/0.70

21

0.25/0.35 0.10/0.35 0.35/0.75

22

0.35/0.45 0.10/0.35 0.50/0.80

23

0.25/0.35 0.10/0.35 0.45/0.70

24

0.35/0.45 0.10/0.35 0.45/0.70

25

0.27/0.35 0.10/0.35 0.50/0.70

26

0.36/0.44 0.10/0.35 0.50/0.70

27

0.25/0.35 0.10/0.35

0.10/0.35 0.10/0.35 0.10/0.35 0.10/0.35

0.10/0.35 0.10/0.35 0.10/0.35 0 10/0.35 0.10/0.35

1.30/1.80 1.30/1.80 1.30/1.80 1.30/1.80

D.65/0.80 D.65/0.80 D.65/0.80 3.65/0.80 0.50/0.80

30A

0.70 max 0.25/0.40 0.10/0.35 0.70 max 0.15/0.35 0.10/0.35 0.65 max 0.26/0.34 0.10/0.35 0.40/0.60

30B

0.26/0.34 0.10/0.35 0.40/0.60

31

0.90/1.20 0.10/0.35 0.30/0.75

'33

0.10/0.15 0.10/0.35 0.30/0.60

34

0.14/0.20 0.10/0.35 0.30/0.60

28 29

%P

%S

0.06 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.06 max 0.06 max 0.05 max 0.06 max 0.06 max 0.05 max

0.06 max 0.Q5 max 0.05 max 0.05 max 0.06 max 0.06 max 0.05 max 0.06 max. 0.06 max 0.05 max

0.05 max 0.05 max

0.05 max 0.05 max

Ó.Ò5 max 0.05 max

Ó.Ò5 max 0.05 max

0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max

0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max

%Cr

-%Mo

'

%Ni

0.50/0.80 0.50/0.80 0.60/1.00 0.15/0.35 0.40/0.70 0.25 max

0.40 max 0.40 max

0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.20/0.35 0.35/0.55 0.80/1.10 0.80/1.10 0.80/1.10 0.80/1.10 0.80/1.10 0.90/1.50 0.20/0.40 0.90/1.20 0.20/0.35 0.90/1.20 0.20/0.35 0.90/1.20 0.20/0.35 0.50/1.50 0.40/1.00 0.30 max 0.30 max 0.50/1.00

0.30 max 2.75/3.50 3.25/3.75

0.65* 2.75/3.50 max 0.90/1.40 0.20/0.35 1.30/1.80 0.50/0.80 0 . 4 0 / 0 . 7 0 2.'30/2.80 0.50/0.80 0.40/0.70 2.30/2.80 0.50/1.30 0.20/0.65 3.00/3.75 0.75/1.50 0.20/0.65 3*00/4.50 2.50/3.50 0.30/0.70 1.10/1.40

0.40 max 3.90/4.30

1-10/1.40 0.20/0.40 3.90/4.30 1.00/1.60 0.30 max

2.75/3.50 0.20/0.30 1.50/2.00

%

435

APENDICE.—TABLAS DE .ACEROS

%C

%Si

%Mn

0.20/0.28 0.10/0.35 0.30/0.60 0.20/0.25 0.23/0.28 0.18

10/0.35 0.30/0.60 10/0.35 0.30/0.60 10/0.35 0.30/0.60

Û.Î6 tuax 0.16 max 0.12/0.18

10/0.35

0.!2/0.18

10/0.35

0.10/0.20

10/0.35 10/0.35

10/0.35

0.45 max

0.60

max 0.50 max 0.50 max 40/0.65

0.20/0.30

1 0 / 0 . 3i5

40/0.65

0.30/0.50

10/0.35

40/0.80

0.18/0.45

10/0.45

0.50/0.65

50/2.00

0.65 max 70/1.00

0.53/0.63

70/2.00

70/1.00

0.35/0.45

50/2.00

60/1.00

0.45/0.55

50/0.80

0.45/0.55

0.50 max 10/0.50

0.40/0.50

10/0.35

50/0.70

0.25/0.35

10/0.35

35/0.75

0.35/0.45

0.50 màx .10/0.35 .10/0.35 .10/0,35 .10/0.35 0 .10/0.35

20/1.50

0.23/0.30 0.30/0.35 0.35/0.40 0.40/0.45 0.35/0.45

50/0.80

20/1.50 20/1.50 20/1.50 20/1.50 40/0.80

0.30/0.40 0.10/0.35 0.60/0.90 0.33/0.38 0.35/0.45

10/0.35 10/0.35

60/0.90 30/0.60

0.38/0.43 0 . 18 max 0.18 max 0.12/0.17

10/0.35 05/0.35

30/0.60 10/1.50

05/0.35

10/1.50

10/0.35

30/0.50

10/0.35

60/0.80

.10/0.35

40/0.70

.10/0.35

45/0.65

0.16/0.21 0.14/0.20 0.17/0.22

%P

%S

0.05 max

0.05 max

0.05 max 0.05 max .0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max .0.04 max 0.05 max 0.05 max

0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.04 max 0.05 max 0v05 max

0.05 max 0.05 max

0.05 max 0.05 max

0.05 max

0.05 max

0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max

0.05'

%Cr

%Mo

%Ni

0.20/0.30 1.50/2.00

0.60/1.10

0.20/0.30 1.50/2.00 0.20/0.30 1.50/2.00 3.00/3.75

4.50/5.20 0.30 max 0.15/0.30* 4 . 5 0 / 5 . 5 0 0.30 max 3.80/4.50 1.00/1.40 1.00/1.40 0.15/0.35 3.80/4.50 2.90/3.50 0.40/0.70 2.90/3.50 0.40/0.70 2.50/3.50 0.70/1.20 1.40/1.80 0.10/0.25

0.40 max 0.40 max 0.40 max 0.40 max

0.80/1.20 1.00/1.40 1.00/1.50 2 75/3.50 0.30 max 0.30/0.60 0.15/0.25 0 50/1.00 0.30/0.60 0.30/0.60 0.30/0.60 0.30/0.60 0.90/1.40

15/0.25 15/0.25 15/0.25 15/0.25 10/0.20

1.00/1.50

0.45/0.75 0.45/0.75

0 50/1.00 0 50/1.00 o 50/1.00 o 50/1.00 1.. 20/1.60

20/0.35

.00/1.50 .50/2.00

20/0.36 1.50/2.00

max 0.10/0.18 0.05 max 0.05 max 0.05 max 0.05 max

0.30/0.50 0.60/0.80 1.80/2.20 0.15/0.25 1.80/2.20 0.40/0.60 0.20/0.30 1.50/2.00

436


I.OS

ACEROS

C o m p o s i c i ó n d e los a c e r o s CTA

de

Le C e n t r e d ' E t u d e s T e c h n i q u e s d e I' A u t o m o v i l e e t d u C i c l e (1946) FRANCIA CETAC

%c

%Si

%Mn

%P

%s

0.40 max 0.40 max

1.00/1.35

*

*

35 M 5

0.32/0.38

45 M 5

0.39/0.48

1.20/1.50

*

45 S 8 (a)

0 . 4 2 / 0 50 1 . 7 0 / 2 . 1 0 0 . 4 0 / 0 . 8 0

*

•

0.52/0.58 1.50/1.90 0.50/0.90 (a) 0.5 45 S C D 6 . . . 0 . 4 2 / 0 . 5 0 1 . 2 5 / 1 . 7 5 max

*

•

12 C 3

0.09/0.15 0.15/0.21 0.30/0.35

(b) 38 C 4 (b) 45 C 4

0.35/0.40 0.40/0.48

45 C 6

0.42/0.48

100 C 3

0.95/1.10

100 C 5

0.95/1.10

100 C 6

0.95/1.10

16 M C 5

0.12/0.19

20 M C 5

0.17/0.23

12 C V 4

0.09/0.15

18 C V 4

0.15/0.22

30 C V 4

0.27/0.33

40 C V 4

0.37/0.43

50 C V 4

0.47/0.53

12 C D 4

0.08/0.15

18 C D 4 (b) 25 C D 4

0.15/0.22 0.22/0.30

35 C D 4 . . . . 0 . 3 2 / 0 . 3 8 (b) (d) 0.39/0.45 42 C D 4 (b)

0.40 max 0.40 max 0.40 max 0.40 max 0.40 max 0.40 max 0.40 max 0.40 max 0.40 max

%Mo

%Cr

**

0.70/0.90 0.20/0.30

*

•

0.60/1.00

0.60/0.90

»

*

0.60/1.00

0.60/0.90

***

***

0.70/1

10

0.60/0.90

***

**»

0.80/1

10

0.60/0.90

*

*

0.60/0.80

*

*

1 . 4 0 / 1 70

**

0.60/1.00

0.40 max 0.40 max

1 . 0 0 / 1 40


0.40/0.70


** **

** **

0 70/1.10

1 00/1.30 1.30/1.60

* *

• *

1.20/1.50

0.40/0.70

0.20 max 0.20 max 0.20 max

0.70/1.10

•

* *

0

*

•

0.70/1.10

0.05/0.12 V

*

0.70/1.10

0.Ú5/0.12 V

0.80/1.20

0 . 1 0 / 0 20 V

*

0.60/1.00

0.10/0.20 V *

0.80/1.20

0.60/0.80

•

0.90/1.20 0.20/0.30

0.60/0.80

»*#

0 . 8 5 / 1 . 15 0 . 2 0 / 0 . 3 0

•

*

0.60/0.80

*

0.60/0.80

***

0.60/0.80

•

1.20/1.50

0.60/1.00

0.60/1.00

%

*

0.60/0.90

0.40 max 0.40 max 0.40 max

%N¡

0.10/0.20V

0.85/1.15 0.20/0.30 *** ***

0 . 8 5 / 1 . 15 0 . 2 0 / 0 . 3 0 0.85/1.15 0.20/0.30

0.40 max 0.40 max

APENDICE.

TABLAS DE ACEROS 462

AISI Mn

C

P, M a x .

á, M a x .

0.040"

0.050

C 1003

0.10 mas.

0.30-0.50

C 1010

.0.08-0.13

0.30-0.60

0:040 0,040

C 1015

0.10-0.15 0.13-0.18

0.30-0.60 0.30-0.60

0.040

0.050

C 1016

0.13-0.18

0.040

0.050

C 1017

0.15-0.20

0.60-0.90 0.30-0.60

0.040

0.050

C 1019

0.15-0.20

0.70-1,00

. 0.0.40 -

0.050

C 1020

0.18-0.23

0.30-0.60

- 0.040 1

0.050

C 1022

0.18-0.23

0.70-1.00

0.040

Ó.050

C 1023

0.30-0.60

0.040

0.050

C 1025

0.2Q-0.25 0.22-0.28

0.30-0.60

0.040

- 0.050

C 1030

0.28-0.34

0-60-0.90

0.32-0.38

t0.60-0.90

: 0.040 X.- '-A-t 0.040

0.050

C 1035

C 1012

a .

"

"¿t ' •

0.050

:

0.050

-

s

0.050

C 1040

0.37-0.44

0.60-0.90

0.040

0.050

C 1043

0:40-0:47*

0.70-1.00-

; 0.040

0.050

C 1045

0.43-0.50

0.60-0.90

0.040

0.050

C105Û

0.48-0.55 -.0.50-0.60

0.60-0.90

0.040

0.050

0.60-0.90

0.040

0.050

0.55-0.65 0.60-0.70

0.60-0.90

0.040

0.050

0.60-0.90

0.040

0.050

C 1055 C 1060 C 1065

-

*

.

,

'

f-

C 1070

0.65-0.75

0.60-0.90

0.040

0.050

Ç 1078

0.72-0.85

0.30-0.50

0.040

0.050

C 1080

0.75-0.88

0.60-0.90

0.040

. 0.050

C 1085

0.80-0.93

0.70-1.00

0.040

0.050

C 1095

0.90-1.05

0.30-0.50

0.040

0.050

B 1010

0.13 ma*.

0.30-0.60

0.07-0.12

0.060

C 1109

0.08-0.13 0.10-0.16

0.60-0.90

0.045

0 08-0.13

C 1112

1.00-1.30

0.045

0.08-0.13

C 1115

0.13-0.18

0.70-1.00

0.045

0.08-0.13

C 1116

0.14-0.20

1.10-1.40

0.045

0.16-0.23

C 1117

0.14-0.20

1.00-1.30.

0.045

0.08-0.13

C 1118

0.14-0.20

1.30-1.60

0.045

0.08-0.13

C 1120

0.18-0.23

0.70-1.00

0.045

0.08-0.13

C 1137

0.32-0.39

1.35-1.65

0.045

0.08-0.13

11141

0.37-0.45 0.40-0.48

1.35-1.65

0.045

0.08-0.13

C 1144

1.35-1.65

0.045

0.24-0.33

C 1145

0.42-0.49

0.70-1.00

0.045

0.04-0.07

C 1151

0.48-0.55

0.70-1.00

0.045

0.08-0.13

"

Tratamientos Termicos De Los Aceros Apraiz Barreiro 1u3tm

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