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M a te ria le s m etálicos 9.1. El hierro y sus aleaciones 9.2. El aluminio y sus aleaciones* * Este capítulo ha sido elaborado por Nuria Martín PSris y José M aría Badía Pérez. http://fullengineeringbook.blogspot.com 295 of 503. 278 Ciencia de materiales...

M a te ria le s m etálicos 9.1. El hierro y sus aleaciones 9.2. El aluminio y sus aleaciones* * Este capítulo ha sido elaborado por Nuria Martín PSris y José M aría Badía Pérez. http://fullengineeringbook.blogspot.com 295 of 503. 278 Ciencia de materiales para ingenieros Los materiales metálicos han sido, tradicionalmente, los materiales para ingeniería por exce- lencia. La utilización en aplicaciones estructurales tanto de aleaciones férreas (de base hierro) y de aleaciones no férreas, entre las que se encuentran las denominadas aleaciones ligeras, por su menor densidad, hace imprescindible el estudio de estos materiales en cualquier curso básico de Ciencia de los Materiales. Los materiales metálicos empleados en aplicaciones de ingeniería suelen dividirse en diferen- tes grupos. En primer lugar, las aleaciones base hierro o aleaciones férreas. A este grupo pertene- cen los aceros al carbono, los aceros de baja aleación, los aceros de alta aleación y las fundiciones. En segundo lugar, las aleaciones no férreas, haciendo referencia al resto de metales que no contie- nen hierro como constituyente mayoritario (pero que tampoco pueden considerarse como aleaciones ligeras): cobre, níquel, zinc, plomo, estaño, metales refractarios y metales preciosos. Las aleaciones ligeras son aleaciones base aluminio, magnesio, titanio, y berilio. Finalmente, existen también m ate- riales compuestos de matriz metálica. En este texto, al menos en esta primera edición, se analizarán únicamente dos de los principa- les tipos de aleaciones ampliamente utilizados en la industria: las aleaciones férreas (aceros y fundi- ciones) y las aleaciones de aluminio. 9.1. El hierro y sus aleaciones El hierro (Fe) es un metal de transición, con número atómico 26 y de gran abundancia en la corteza terrestre. Es un metal maleable, de color gris y ferromagnético a temperatura ambiente. Su densidad es de 7,8 g/cm \ Una característica importante del hierro es la posibilidad de cristalizar, a la presión atmosférica, según diferentes redes, en función de la temperatura. Por debajo de 912 °C es estable la fase alfa (a), que cristaliza en una estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCQ y es ferromagnética por debajo de 770 °C (su punto de Curie). Entre 912 °C y 1.394 °C el hierro cristaliza en lafase gamma (y), con una estructura cúbica centrada en las caras (FCC) y que no es ferromagnética. I a fase y es más compacta que la a por lo que, al producirse la transformación a —» y, el hierro se contrae, debido a que un mismo número de átomos se reordenan de manera que ocupan un volumen menor. Finalmente, entre 1.394 °C y la temperatura de fusión del hierro (1.538 °C) el hierro cristaliza en la fase delta (ó), con una red cúbica centrada en el cuerpo y que puede considerarse como una nueva aparición, a mayor temperatura, de la fase alfa, aunque la fase ó no es ferromagnética. Por las mismas razones indicadas anteriormente, la transformación y —►S va acompañada de una dilatación de la pieza de hierro. A presiones muy elevadas, aparece una nueva fase alotrópica, denominada fase épsilon (c), que presenta una red hexagonal. Esta fase puede conseguirse a la presión atmosférica añadiendo al hierro una importante cantidad de manganeso. 1.a comprensión de los tamaños relativos de los huecos que existen en las redes cristalinas de las fases alfa y gamma del hierro (las más comunes en el empleo del hierro y sus aleaciones) resulta de gran importancia a la hora de explicar el comportamiento del carbono en los aceros (que son aleacio- nes Fc-C). En la Figura 9.1 se muestra la posición de los huecos octaédricos y tctraédricos en la red cúbica centrada en el cuerpo y en la red cúbica centrada en las caras. En la Tabla 9.1 se resumen los valores del parámetro de red y del tamaño de los huecos octaédricos y tctraédricos en cada una de esas dos fases, a 912 °C (temperatura a la que coexisten ambas). En la Tabla 9.1 puede verse, en primer lugar, que el parámetro de red es mayor en la fase gamma, lo cual parecería en principio contradictorio con el hecho de que esta fase sea más compacta. Debe recordarse, sin embargo, que en la red cúbica centrada en las caras hay 4 átomos por celdilla, mientras que en la cúbica centrada en el cuerpo solo hay dos. Si se divide el volumen de cada celdilla (a3) por http://fullengineeringbook.blogspot.com 296 of 503.  9. Materiales metálicos i 279 aV$/2 Átomo de Fe Átomo de Fe Alomo de Fe Átomo tle Fe o Hueco octaédrico o Hueco tctraédrico o Hueco octaédrico o Hueco tctraédrico b) Figura 9.1. Posiciones de los huecos octaédricos y tetraédricos en a) la red cúbica centrada en lascarasy b) la red cúbica centrada en el cuerpo del hierro. Tabla 9.1. Valores del parámetro de red, del radio atómico y del tamaño de los huecos de la red en las fase a y -/del hierro a la temperatura de cambio alotrópico. Valores a 912 °C (a —* y) Fase a Fase y Parámetro de red, a 0,2906 nm 0,3647 nm Radio atómico, r 0,1258 nm 0,1289 nm Tamaño de los huecos octaédricos 0,019 nm 0,053 nm Tamaño de los huecos tetraédricos 0,036 nm 0,029 nm el número de átomos que hay en ella, se comprueba que el volumen que corresponde a cada átomo es ligeramente menor en la fase y. Por tanto, un mismo número de átomos ocupará un menor volumen cuando el hierro cristaliza en la fase y que en la fase a. Además, el hierro no presenta exactamente el mismo radio atómico en ambas fases, siendo ligeramente mayor en la más compacta. Como puede comprobarse, los huecos de mayor tamaño son los huecos octaédricos de la fase y. Todos los demás huecos son mucho menores. El diámetro del átomo de carbono es 0,07 nm, y por tanto mayor que el tamaño de cualquiera de los huecos de las redes del hierro. El único hueco de tamaño más parecido es el octaédrico de la fase y, de modo que la distorsión que produciría al introducirse en la red de forma intersticial será menor si lo hace en esos huecos. Debido a esto, el carbono se disolverá en cierta proporción en la fase y, colocándose en sus huecos octaédricos. Dado que el tamaño de los hue- cos de la fase a es mucho menor que el del carbono, la introducción de átomos de carbono generará una gran distorsión de la red cristalina. Además, dentro de esta red, parecería lógico que el carbono se colocase en los huecos tetraédricos. que son de mayor tamaño; sin embargo, lo hace en los octaédricos, mucho más pequeños, porque la distorsión total que provoca en la red (el desplazamiento relativo del conjunto de los átomos de hierro vecinos), es menor. El carbono, al colocarse en esos, desplaza mucho los átomos de los vértices superior e inferior pero poco a los laterales, alargando el octaedro. En con- clusión, dada la fortísima distorsión que provoca el átomo de carbono en esos huecos, la solubilidad máxima del carbono en la red a del hierro será pequeñísima, como se verá más adelante. La adición de carbono al hierro da lugar a toda una familia de aleaciones hierro-carbono, entre las que puede distinguirse los aceros y las fundiciones, como se comentará a continuación. http://fullengineeringbook.blogspot.com 297 of 503. 280 Ciencia de materiales para ingenieros 9.1.1. El diagrama hierro-carbono Si se añade una cierta cantidad de carbono al hierro en estado líquido, y después se deja que la alea- ción evolucione hasta su estructura de máximo equilibrio, se comprueba que, a temperatura ambiente, ambos elementos no interaccionan entre sí sino que forman cristales por separado, es decir, que el hie- rro cristaliza como fase a mientras que el carbono forma cristales de grafito. Sin embargo, en gene- ral resulta extraordinariamente difícil conseguir esa situación de equilibrio; de hecho, en la inmensa mayoría de los casos, el carbono no llegará a formar grafito. En su lugar, y como solución alternativa, el carbono reacciona con el hierro para formar un carburo, denominado cementita, de fórmula Fe,C. La ccmcntita es un compuesto en el que el 25 por ciento de los átomos son de carbono (en peso, el porcentaje de carbono es del 6,67 %), que cristaliza en una red ortorrómbica, es ferromagnética hasta los 218 °C, muy dura (68-70 HRC) y frágil. F.I verdadero diagrama Fe-C de equilibrio sería el diagrama hierro-grafito, pero, en la práctica, el que se utiliza es el diagrama hierro-cemcntita. En la Figura 9.2 se muestran ambos. Porcentaje atómico de carbono 0 5 10 15 20 Figura 9J2. Diagrama hierro-carbono (linea continua) y diagrama hlerro-cementlta (linea de trazos). En este diagrama, las fases a, y y ó del hierro reciben un nombre diferente dado que, en reali- dad, no son fases puras de hierro sino soluciones sólidas, porque existe en ellas una cantidad mayor o menor de átomos de carbono disucltos de forma intersticial. Se denomina ferrita a la solución sólida de carbono en la red alfa del hierro. Se conoce como austenita la solución sólida de carbono en la red gamma del hierro. Finalmente, se habla de ferrita ó para designar a la solución sólida de carbono en la red delta del hierro. En el diagrama puede verse que la máxima solubilidad del carbono en la ferrita se tiene a 727 °C, y es únicamente del 0,022 % de C en peso, valor muy pequeño porque, como ya se ha dicho, el tamaño del http://fullengineeringbook.blogspot.com 298 of 503.  9. Materiales metálicos i 281 hueco es muchísimo más pequeño que el del átomo de carbono. Sin embargo, la solubilidad en la austenita es mucho mayor. A 727 °C es capaz de disolver un 0,76 % de C, llegando hasta un 2,14 % a 1.147 °C. El carbono se coloca en los huecos octaédricos, con un tamaño más parecido al del átomo de carbono. En el diagrama hierro-carbono utilizado en la práctica, es decir, el diagrama Fc-Ccmcntita, apa- recen tres importantes reacciones invariantes: una reacción peritéctica a 1.493 °C, una reacción eutéc- tica a 1.147 °C, y una reacción cutcctoidc a 727 °C: 1.493 °C: Ferrita ó (0,09 % C) + líquido (0,53 % C) *-* Austenita (0,16 % C) 1.147 °C: Líquido (4,3 % C) *-* Austenita (2,14 % C) + Ccmcntita (6,67 % C) 727 °C: Austenita (0,76 % C) *-* Ferrita (0.022 % C) + Ccmcntita (6,67 % C) Al constituyente producto de la reacción cutéctica, compuesto por una mezcla de austenita y ccmcntita, se le denomina ledeburita. El constituyente eutectoide, mezcla de ferrita y ccmcntita, recibe el nombre de perlita. y es un constituyente importante dentro del mundo de los aceros. Generalmente, la perlita del diagrama Fe-C forma granos con una estructura interna de láminas alternas de ferrita y ccmcntita, en la que las láminas de ferrita son mucho más gruesas que las de ccmcntita. como se observa en la Figura 9.3. Figura 9.3. Estructura laminarde la perlita (Imagen de microscopio electrónico de barrido, MEB). Las láminas decementita (no metálica) aparecen en un tono más claro y brillante. Es habitual dividir el diagrama Fc-C en dos regiones, correspondientes a los dos tipos básicos de aleaciones que se utilizan a nivel industrial: las aleaciones con un contenido en carbono entre 0 % y 2,1 % de C, denominadas aceros, y las aleaciones con una cantidad de carbono entre 2,1 % y 6,67 % de C, conocidas como fundiciones. Cada una de esas dos regiones del diagrama responde a necesida- des específicas del proceso de fabricación que se va a aplicar industrialmente. Ix>s aceros son aleaciones que se forjan a temperatura elevada, es decir, se someten a un proceso de deformación plástica para conseguir que el material adopte la forma que se desea. Por tanto, deben ser aleaciones que permanezcan en estado sólido incluso a temperaturas muy altas, ya que la facili- dad de deformación es mayor cuanto mayor sea la temperatura (véase el Capítulo 4, Apartado 4.2.11), es decir, interesa que posean una temperatura de fusión muy elevada. A esas temperaturas deben estar constituidas por una única fase que tenga gran capacidad de deformación. En el diagrama de la Figura 9.2 puede verse que, en el rango de composiciones de los aceros, existe una amplia región en la que el único constituyente presente es la austenita, con red cúbica centrada en las caras, la de mayor plasticidad, según se vio en el Capítulo 4, Apartado 4.2.7.b. http://fullengineeringbook.blogspot.com 299 of 503. 282 Ciencia de materiales para ingenieros Por el contrario, las fundiciones son aleaciones que se destinan a la fabricación de piezas por moldeo. En esta técnica, el metal fundido es colado en un molde hueco, cuyo interior reproduce exac- tamente la forma que se desea para la pieza. Una vez solidificado el metal, se extrae la pieza, que ya tiene la forma definitiva y no va a ser deformada posteriormente. Para una aleación de moldeo, las características más interesantes serían el tener una baja temperatura de solidificación, así como un intervalo de solidificación (diferencia entre la temperatura de líquidus y la de sólidus) pequeña. Nótese en el diagrama Fe-C que ambas condiciones las cumplen las fundiciones, sobre todo con contenidos en carbono cercanos al de la eutéctica. A la vista de la Figura 9.2, y en función del contenido en carbono, pueden distinguirse tres tipos de aceros: aceros hipoeMectoides, que tienen un contenido en carbono inferior al correspondiente al eutectoide perlita, esto es, entre 0 y 0,76 % de C, y que son los mayoritartamente utilizados en la industria, aceros entectoides, que son aquellos cuyo contenido en carbono es del orden del de la per- lita. es decir, en torno a 0,76 % de C. y aceros hipereutectoides, que presentan un porcentaje de car- bono por encima del eutectoide, entre 0,76 % y 2,14 % de C. Del mismo modo, puede distinguirse fundiciones hipoentécticas (con un porcentaje de carbono comprendido entre 2,14 % y 4,3 % de C), fundiciones eutécticas y fundiciones hipereutécticas (con más de un 4,3 % de C). ft)r otra parte, en la zona del diagrama correspondiente a los aceros, se definen varios puntos críti- cos (véase la Figura 9.4). El punto crítico inferior. A,, corresponde a la temperatura a la que se produce la transformación perlifica (reacción eutectoide). El punto crítico superior, Av es la temperatura, en los ace- ros hipoeutectoides, por encima de la cual el único constituyente presente es la austenita. El punto crítico superior, Acn,,es la temperatura, en los aceros hipereutectoides, por encima de la cual el único constituyente presente es la austenita. Las temperaturas A,, A3y AOTson aquellas a las que ocurren las transformaciones correspondientes, para calentamientos o enfriamientos extraordinariamente lentos (es decir, en condicio- nes próximas al equilibrio termodinámico). Esas condiciones no se presentan generalmente en la práctica industrial, por lo que las temperaturas de esos puntos críticos varían según la velocidad de calentamiento o enfriamiento. Así, las temperaturas en calentamiento (Acl, Ac, y A ^ ) , son mayores que las de equilibrio, mientras que las obtenidas en enfriamiento (Afl, Aí3 y A ^ ) , son menores que las de equilibrio. La Figura 9.4 permite analizar la microestructura de equilibrio de los aceros. De acuerdo con el diagrama Fe-C, los aceros hipoeutectoides con estructura de equilibrio estarán constituidos, a tem- peratura ambiente, por una mezcla de granos de ferrita y perlita. Cuanto mayor sea la cantidad de car- bono, mayor es la cantidad de perlita, como se comprueba fácilmente aplicando la regla de la palanca (véase el Capítulo 5). Dado que la perlita es una mezcla de una fase blanda (la ferrita) y una dura (la ccmcntita), su dureza será notablemente superior a la de la ferrita. Por tanto, en los aceros hipocutcc- toides, a mayor cantidad de carbono, el acero tendrá mayor dureza, límite elástico y resistencia a trac- ción, aunque menos plasticidad y tenacidad. La microestructura de los aceros eutectoides estará únicamente constituida por granos de perlita, y lógicamente serán más duros pero menos plásticos que los hipoeutectoides. Por último, los aceros hipe- reutectoides tienen una microestructura de equilibrio formada por granos de ccmcntita y de perlita, por lo que serán los aceros que, en esas condiciones, tendrán mayor dureza pero también mayor fragilidad. La Figura 9.4 también ayuda a ver la evolución microcstructural de un acero durante procesos de enfriamiento y calentamiento. Así. si se calienta un acero hipoeutectoide hasta una temperatura por encima de su punto crítico superior A», la microestructura estará formada únicamente por granos de austenita. Si la aleación es enfriada lentamente, la evolución sigue una línea vertical en el diagrama Fe- C, correspondiente al porcentaje en carbono del acero. Al cruzar en enfriamiento la temperatura A* empezarán a formarse y a crecer, en los bordes de grano de la austenita, los nuevos granos de ferrita, cuyo número y tamaño va aumentando conforme más baja es la temperatura, de manera que progresi- vamente la austenita va siendo sustituida por la ferrita. El carbono presente en la austenita. que resulta insoluble en la ferrita que se va formando, va siendo segregado hacia el centro de los granos de aus- tenita, aún sin transformar, por lo que el contenido en carbono de la austenita restante va aumen- tando paulatinamente. Al llegar al punto crítico inferior. A,, lo que queda de los granos primitivos de http://fullengineeringbook.blogspot.com 300 of 503.  9. Materiales metálicos i 283 1.150 1.100 y * 1.050 y H 1.950 - Austenita. Fe-y 1.000 / 1.850 / 1.750 Aijsten ita- cs diámetros críticos pueden definirse como los diámetros de barra para los que, al ser enfriados en un medio de temple elegido previamente, se tiene en el centro de la barra una velo- cidad de enfriamiento igual a la crítica para obtener la estructura deseada. Es posible definir diámetros críticos (o su equivalente, velocidades críticas de enfriamiento), para condiciones muy distintas en el centro de la barra. Por ejemplo, el diámetro crítico para 50 % de martcnsita (que se expresa de la forma DM50), es el diámetro de barra que, templado en el medio elegido, consigue en el centro de dicha barra una estructura del 50 % de martensita, siendo el 50 % restante otros constituyentes (ferrita, perlita, bainita). Los valores de todos estos diámetros críticos van aumentando, para un mismo acero, al ir eligiendo formas más severas de enfriamiento (mayores valores de H). Ix>s mayores valores posibles para los diámetros críticos son los que se obtendrían si se pudiese utilizar para templar el medio ideal, con una / / infinita. Esos valores de diámetros críticos, no alcan- zables en la práctica, se denominan diámetros críticos ideales. Pueden definirse, asimismo, diámetros críticos referidos a otros constituyentes diferentes de la martensita. Son particularmente importantes el diámetro crítico de perlita 99 (DP99: diámetro para el que se consigue en el centro de la barra un 1 % de perlita), el diámetro crítico de perlita 50 (DP50: diámetro para el que se obtiene un 50 % de perlita), el diámetro crítico de bainita 99 (DB99: diámetro para el que se consigue un 1 % de bainita en el centro de la barra), y el diámetro crítico de bainita 50 (DB50: diámetro para el que se obtiene un 50 % de bainita). En todos los casos, el resto puede estar formado por cualquier otro constituyente. Hay que señalar que se utiliza un criterio diferente para definir los diámetros críticos al 99 % para la martensita por un lado, y para la perlita y bainita por otro. Para la martensita, el DM99 implica la existencia del 99 % de martcnsita, mientras que para la perlita o bainita, el DP99 o DB99 se refiere a la presencia del 1 % de la fase correspondiente (es decir, que el 99 % no sea perlita o bainita, según http://fullengineeringbook.blogspot.com 311 of 503. 296 Ciencia de materiales para ingenieros corresponda). Los DB99 y DP99 son, por tanto, los valores de diámetros de barra por encima de los cuales empiezan a aparecer en el centro de la barra los constituyentes bainita o perlita, respecti- vamente. Los diámetros críticos ideales no se pueden determinar experimentalmente, pero se estiman a partir de ciertos modelos y aproximaciones. Existen gráficos y fórmulas para determinar de forma aproximada los diámetros críticos ideales a partir de la composición química del acero. También exis- ten otras curvas y expresiones que permiten, una vez conocido el diámetro crítico ideal de un acero, DI (con un criterio determinado, por ejemplo, DM50), calcular el diámetro crítico, D, correspondiente a cualquier medio de enfriamiento real (con severidad de temple, H). En la Figura 9.14 se muestra un ejemplo de curvas que relacionan D y DI. Q 3 Diámetro crítico ideal. D I (in.) Figura 9.14. Relación entre el diámetro crítico y el diámetro crítico ideal en función del medio de temple. Respecto a la elección del medio de temple, la forma idónea para templar un acero será la más suave (lenta) capaz de obtener en el centro la estructura deseada, y ello depende de la templabilidad del acero y de la pieza a templar. Por otro lado, para un mismo acero, cuanto mayor es el espesor de la pieza, más lentamente se enfría su centro por lo que, para conseguir una misma estructura, habrá que utilizar un medio de temple con mayor severidad II. Si se precisa conocer el medio de temple de una pieza, fabricada con un cierto acero, lo primero que se necesita es conocer su templabilidad, o sea el diámetro crítico ideal del acero para la microestructura deseada en el centro de la pieza. Si la pieza a templar no tiene forma de barra, se necesita calcular para la misma lo que se deno- mina diámetro equivalente, que es el diámetro de barra para el que, enfriado en el mismo medio de enfriamiento que se va a utilizar para templar la pieza, la velocidad de enfriamiento en el centro de dicha barra es igual a la que existe en el centro de la pieza real. A partir del diámetro crítico ideal del acero y del diámetro equivalente de la pieza, la Figura 9.14 permite conocer la severidad de temple, //. que hay que utilizar para realizar el enfriamiento. Al disminuir la severidad de temple, la velocidad de enfriamiento es menor y se obtendrán microcstructuras de menor dureza. 9.1.3.d. El ensayo Jominy El ensayo Jominy es un ensayo específicamente diseñado para poder medir y comparar la tcmplabi- lidad de los aceros. Para su realización, se parte de una probeta cilindrica del acero correspondiente. http://fullengineeringbook.blogspot.com 312 of 503.  9. Materiales metálicos i 295 de 100 mm de longitud y 25 mm de diámetro. La probeta se austeniza completamente, se extrae del homo y se coloca en un soporte especialmente diseñado, de manera que es enfriada mediante un cho- rro de agua que incide exclusivamente en la cara inferior del cilindro (Figura 9.15). Al cabo de diez minutos, la probeta se retira y termina de enfriarse por inmersión en agua. Después, se realiza un pequeño chaflán, mediante rectificado, a lo largo de una generatriz de la probeta, y se mide la dureza Rockwell C (HRC) a lo largo de dicha generatriz (Figura 9.16). Finalmente, se dibuja la curva (lla- mada curva Jominy, Figura 9.17) que representa la dureza en cada punto a lo largo de la longitud de la probeta en función de la distancia a la cara que ha recibido el chorro de agua (lo que se conoce como distancia Jominy). Generatriz rectificada 100 mm Huellas de dureza Figura 9.15. Sistema de enfriamiento en el ensayo Figura 9.16. Probeta rectificada tras el enfriamiento para la Jominy. medida de durezas. Figura 9.17. Obtención y representación de la curva Jominy de un acero. http://fullengineeringbook.blogspot.com 313 of 503. 296 Ciencia de materiales para ingenieros Con esta forma especial de enfriamiento, cada punto de la probeta, a lo largo de una generatriz, se habrá enfriado a una velocidad diferente, según su posición a lo largo de la misma. La cara directa- mente en contacto con el chorro de agua habrá sufrido un enfriamiento muy rápido. La velocidad de enfriamiento irá progresivamente disminuyendo, a lo largo el eje de la barra, al aumentar la distancia a esa cara. En la Figura 9.18 se muestra una curva que indica la velocidad media de enfriamiento de cada sección transversal a lo largo de la probeta de acero, en función de su distancia a la cara enfriada por el chorro de agua. o 10 20 30 40 Distancia al extremo templado (m m ) Figura 9.18. Velocidad media de enfriamiento a lo largo de la probeta Jomlny. La base de la probeta Jominy, que ha recibido de manera continua el impacto del chorro de agua fría, habrá templado completamente y tendrá una estructura completamente martensítica, por lo que la dureza medida sobre esa cara de la probeta corresponderá a la dureza de la martcnsita. Esa dureza máxima (y por tanto, la estructura martensítica) se mantiene hasta una determinada distancia, d, a lo largo del eje de la probeta. 1.a velocidad de enfriamiento correspondiente a esc punto de la probeta será la velocidad crítica de enfriamiento de ese acero para temple completo, puesto que es la mínima para la que se cumple esa condición. Cuanto más ancha es la zona de la probeta que mantiene la dureza de temple, mayor será la templabilidad del acero. A partir de esa distancia se forman constituyentes más blandos que la martcnsita, y la dure/a disminuye progresivamente. Por otra parte, a partir de la cuna Jominy se puede obtener la velocidad de enfriamiento nece- saria para alcanzar con el acero una determinada microcstructura o dureza. Por ejemplo, partiendo de un acero con un 0,33 % de C, si se deseara obtener una estructura con un 50 % de martensita, en la Figura 9.19.a puede verse que la dureza correspondiente sería 40 HRC. A continuación, se entraría en la curva Jominy del acero con ese valor de dureza, para determinar a qué distancia del extremo tem- plado se alcanza. Finalmente, con la gráfica de la Figura 9.18, es posible conocer qué velocidad de enfriamiento le corresponde a ese punto. También existen diferentes gráficos que relacionan las distancias Jominy con los diámetros crí- ticos ideales, de manera que a cada distancia longitudinal desde el extremo templado de la probeta le corresponde un determinado valor de diámetro crítico ideal. Es decir, a partir de la curva Jominy pue- den obtenerse los diámetros críticos ideales para diferentes criterios. Por ejemplo, para saber cuál es el diámetro crítico ideal para 99 % de martcnsita (máximo diámetro de barra en el que en el centro de la misma se obtiene un 99 % de martensita, templado en un medio ideal), se determinaría en la curva Jominy cuál es la máxima distancia a la que se mantiene la dureza de temple, y con esc valor, entrando en la curva de Camey (Figura 9.20), se obtendría el valor buscado para DM99. http://fullengineeringbook.blogspot.com 314 of 503.  9. Materiales metálicos i 297 Figura 9.19. a) Curva de Hodge y Orehosky; relaciona el porcentaje en peso de carbono con la dureza de temple en función del porcentaje de martensita obtenida b) Curva Jominy del acero. Figura 9.20. Curva de Carney, que relaciona el diámetro crítico ideal de un acero con la distancia al extremo templado correspondiente del ensayo Jominy. 9.1.3.e. Temple incompleto En ia práctica industrial, no es habitual realizar temples completos, es decir, temples en los que se obtenga una estructura totalmente martensítica en toda la pieza. De hecho, existen muchas situacio- nes en las que no se requiere alcanzar la máxima dureza en el centro de la pieza. En muchos com- ponentes y elementos, las mayores tensiones se aplican en la superficie, mientras que en el centro de las mismas, debido a que las componentes de flexión y/o torsión se hacen nulas allí, las tensiones son inferiores, por lo que no es preciso exigirle al material en esas zonas las máximas prestaciones. Ade- más, como se verá más adelante, tras el temple se suele aplicar al acero otro tratamiento, denominado revenido, que hace disminuir la dureza y la resistencia alcanzadas durante el temple. Esta pérdida de http://fullengineeringbook.blogspot.com 315 of 503. 298 Ciencia de materiales para ingenieros propiedades es mayor en la estructura de temple completo que en el caso de un temple incompleto, por lo que, si el revenido se da a temperatura media o alta, se produce una notable igualación de pro- piedades entre la superficie y el centro de la pieza. Por ello, en muchos casos se va a considerar como temple correcto aquel que consigue en el cen- tro de la pieza un 50 % de martensita. sobre todo si el otro 50 % está constituido por bainitas. Esto significa que el diámetro crítico a considerar, a la hora de elegir el medio de temple idóneo, no será el DM99 sino el DM50. Para saber si el otro 50 % serán bainitas o una mezcla de bainitas y perlita, lo que se hace es comparar los diámetros DB50 y DM50. Si ambos son iguales, la estructura está com- puesta al 50 % por martensita y bainita. Otra forma alternativa de comprobarlo es comparar los diá- metros DP99 (para el que la perlita empieza a formarse) y DB50. Si DP99 < DP50, la perlita aparece antes de que se alcance el 50 % de bainita, y por tanto se incumple la condición exigida. Con la condición de obtener un 50 % de martensita, el que el 50 % restante sean bainitas se consi- gue con mucha mayor facilidad si se utilizan aceros con una significativa cantidad de elementos alean- tes alfágenos (por ejemplo aceros con Cr-Mo) porque en ellos la transformación fcrrítico-perlifica está mucho más retrasada que la bainítica, por lo que durante el enfriamiento continuo del temple incom- pleto se cruzará la región bainítica pero no la perlifica (no apareciendo este constituyente). 1.a aplicación de un temple incompleto supone algunas ventajas. Por ejemplo, permite enfriar más lentamente el acero, lo que hace disminuir las tensiones internas que se generen así como el riesgo de agrietamiento durante el temple. Además, si se usa el mismo medio de enfriamiento, para fabricar la pieza puede emplearse un acero con menos elementos aleantes (es decir, con menor templabilidad) y, en consecuencia, más barato. 9.1.4. Tratamiento de revenido de los aceros Tras el temple completo de un acero, este se encuentra en un estado de máxima dureza, límite elás- tico y resistencia, pero con unos niveles de plasticidad y tenacidad peligrosamente bajos. A esta situa- ción hay que sumar la presencia de importantes niveles de tensiones internas, desarrollados en la pieza durante el enfriamiento brusco. En consecuencia, no resulta recomendable el empleo de piezas de res- ponsabilidad en estado de temple debido al riesgo de rotura frágil imprevista, por lo que debe tomarse algún tipo de medida para solucionar de alguna manera la fragilidad del acero en esc estado, que pro- viene, sobre todo, de la dificultad de las dislocaciones para moverse por la red de la martensita, fuer- temente distorsionada por los átomos de carbono retenidos en ella. Para mitigar el problema hay que facilitar el movimiento de las dislocaciones, lo que se consigue si se permite a los átomos de carbono salir de la red de la martensita. filio implica calentar el acero para facilitar la difusión del carbono por la red tetragonal, y que se concentre en algunos puntos de ella para formar carburos, disminuyendo progresivamente la dureza del material y aumentando su plasticidad y tenacidad. Se denomina revenido al tratamiento térmico aplicado al acero tras un tratamiento de temple con el fin de favorecer la descomposición de la estructura martensítica y su evolución hacia situaciones más estables desde el punto de vista termodinámico, y producir, asimismo, durante el calentamiento, la disminución de las tensiones internas presentes en la pieza. El tratamiento de revenido se aplica calen- tando el acero a una determinada temperatura durante un cierto tiempo, seguido de un enfriamiento. Las transformaciones que sufre la martensita durante el revenido son de tipo térmico, con difusión, debido a la acción combinada de la temperatura y el tiempo por lo que, en principio, se pueden con- seguir efectos similares aumentando una de las variables y disminuyendo la otra de forma adecuada. En la práctica industrial no resulta rentable dar tratamientos en tiempos largos, por lo que la duración habitual de los revenidos suele ser de 1 a 2 horas. Por ello, se juega con la temperatura a la hora de conseguir una mayor o menor descomposición de la estructura martensítica. El enfriamiento poste- rior no resulta crítico, por lo que lo más cómodo y habitual será aplicar un enfriamiento al aire, salvo algunos casos específicos. http://fullengineeringbook.blogspot.com 316 of 503.  9. Materiales metálicos i 299 Al ir aumentando la temperatura de revenido, va disminuyendo la dureza, el límite elástico y la resistencia del acero, aumentando, en principio, su ductilidad y tenacidad. 9.1.¿.a. Etapas del revenido A continuación se describen las principales etapas del proceso de descomposición durante el revenido de la estructura obtenida tras el temple: 1.a etapa (¡00-250 °C). Precipitación de carburos de transición. Al aumentar la temperatura, existirá una cierta movilidad del carbono, que se irá concentrando en algunos puntos del inte- rior de las agujas de martcnsita. donde precipita en forma de carburos de transición. En con- secuencia, va disminuyendo la cantidad de átomos de carbono disueltos en la martensita, y la distorsión es menor. Durante esta etapa, solo hay una pequeña disminución de la dureza del acero, porque se compensan en cierto modo el efecto ablandador de la menor distorsión de la red de la martensita con el endurecimiento que provoca la precipitación de una gran cantidad de pequeños carburos en el seno de las agujas. En cuanto a la microcstructura tras esta etapa del revenido, prácticamente no hay diferencia con respecto al temple, según se muestra en la Figura 9.21.a. 2.a etapa (200-300 °C). Descomposición de la austenita retenida. En la mayoría de los ace- ros, la temperatura M¡ queda por debajo de la temperatura ambiente, lo que implica que, tras el temple, permanecerá aún un cierto porcentaje de austenita sin transformar, dispersa entre las placas de martcnsita. Durante el calentamiento del revenido, esta austenita (inestable desde el punto de vista termodinámico), evolucionará hacia la estructura estable descomponiéndose en ferrita y cementita. Dado que en la mayoría de los casos la cantidad de austenita retenida es muy pequeña, esta etapa afecta poco a la dureza y resistencia del acero. 3.aetapa (250-350°). Formación de precipitados de cementita. Ix>s carburos de transición for- mados al comienzo de la descomposición de la martcnsita son sustituidos por otros carburos, más estables y de mayor tamaño, correspondientes a la cementita. La martensita expulsa de su red la práctica totalidad del carbono retenido (que formará precipitados de cementita). De esc modo, la martensita deja de tener una red tetragonal para hacerse cúbica centrada en el cuerpo, es decir, se transforma en ferrita. Tanto la expulsión del carbono como el cambio de red faci- litan el movimiento de las dislocaciones, por lo que en esta etapa sí se produce una significa- tiva pérdida de dureza y resistencia del acero. Por encima de 350° no aparece en principio ninguna otra etapa, pero se producirá la coalescen- cia de los precipitados de cementita, aumentando bastante de tamaño y disminuyendo en número, lo que origina un fuerte ablandamiento ya que son precipitados incoherentes y aumenta la distancia entre ellos (véase el Capítulo 7, Apartado 7.5.3). Además, a altas temperaturas se produce en la ferrita un proceso de restauración (reordenación y aniquilación parcial de dislocaciones) e incluso una recris- talización para temperaturas y tiempos elevados. Todo ello contribuye a una importante bajada de la dureza y resistencia, tanto mayor cuanto mayor es la temperatura de revenido. La microcstructura, a temperaturas por encima de los 600 °C, estará constituida por una matriz de ferrita con glóbulos de cementita dispersos en la misma (Figuras 9.2 l.b y c). Si en el acero hay elementos formadores de car- buros, también se formarían carburos de estos elementos, como se indicará a continuación. Al ir aumentando la temperatura de revenido, esto es, a medida que la estructura martcnsítica ori- ginal va evolucionando hacia el equilibrio, el acero va a ir perdiendo dureza, límite elástico y resisten- cia a tracción, pero a cambio mejora extraordinariamente en plasticidad y tenacidad, al tiempo que se eliminan las tensiones internas desarrolladas durante el temple. También hay que indicar que no exis- ten mejores o peores temperaturas de revenido para aplicar a un acero. La selección de la temperatura dependerá del nivel de propiedades que se necesite en la pieza, de acuerdo con las condiciones en las que tiene que trabajar en servicio. http://fullengineeringbook.blogspot.com 317 of 503. 300 Ciencia de materiales para ingenieros Figura 9.21. Microestructurasde un acero al carbono revenido durante una hora, a) A 100 “C, MEB, S.OOOx; b) A 650 8C, microscopio óptico, I.OOOx; c) A 650 *C. MEB. 5.000x. 9.1.¿.b. Influencia de los elementos de aleación en el revenido lx>s elementos aleantes influyen en el comportamiento del acero durante el proceso de revenido. Estos elementos de aleación, disueltos en la red de la martensita. modifican la cinética de su descomposición y la de formación de los precipitados de carburos, retrasando su evolución hacia el equilibrio. Rilo implica que una misma temperatura de revenido produzca, en general, una menor pérdida de dureza y resisten- cia en el acero si este está aleado. Por tanto, los aleantes disminuyen el ablandamiento en el revenido. Por otra parte, la presencia de cantidades suficientes de elementos formadores de carburos (Cr, Mo, V, W, Ti) da lugar a una nueva etapa en el proceso de revenido. Entre 450 °C y 650 °C, los pre- cipitados de ccmcntita formados van a ser sustituidos por otros carburos de los elementos aleantes, con estructura coherente y finamente dispersos. Esta nueva estructura de precipitación frena más a las dislocaciones, por lo que se puede llegar a producir en el acero un aumento de la dureza y resisten- cia. Este proceso de endurecimiento durante el revenido de estos aceros se conoce con el nombre de dureza secundaria. En la Figura 9.22 se muestra la variación de la dureza Rockwell de un acero con un 0,35 % de C con contenidos crecientes de molibdeno durante revenidos de 1 hora a diferentes tempe- raturas. I.a ausencia de molibdeno hace que la dureza del material disminuya a medida que la marten- sita pierde carbono y se forman y coalescen los precipitados de cementita. La presencia de molibdeno produce una precipitación adicional de carburos de molibdeno entre los 550 °C y los 600 °C que supo- nen un gran incremento de dureza en los tratamientos dados en esc intervalo de temperatura. http://fullengineeringbook.blogspot.com 318 of 503.  9. Materiales metálicos 301 Tr 200 300 400 500 600 700 Temperatura de revenido. °C Figura 9.22. Variación de la dureza Rockwell de un acero con un 0 3 5 % de C con contenidos crecientes de molibdeno durante revenidos de 1 hora a diferentes temperaturas. El tratamiento completo de temple más revenido recibe el nombre de bonificado, y genera en el acero una estructura de precipitación, que es la más idónea para optimizar el conjunto de las propieda- des mecánicas, tanto de dureza y resistencia como de plasticidad y tenacidad, ajustándolas a las nece- sidades concretas para las condiciones en que se va a trabajar la pieza. Proporciona además un buen comportamiento a fatiga. El aspecto negativo de la aplicación del bonificado a una pieza viene desde el punto de vista económico ya que, según sea el espesor de la pieza, puede resultar necesario utilizar un acero con mucha templabilidad. lo que significa la presencia en la composición del acero de alean- tes como el Cr, Ni o Mo, que lo encarecen bastante. Además, el propio tratamiento completo es caro porque conlleva dos etapas de calentamiento y permanencia en homo. Por ello, no es el tratamiento más habitual que se aplica a los aceros, sino que queda reservado a aplicaciones estructurales de res- ponsabilidad que precisen simultáneamente de suficientes niveles de resistencia, plasticidad y tenaci- dad, así como buen comportamiento a fatiga. 9.1.4.C. Procesos de fragilización durante el revenido Durante la aplicación de un tratamiento de revenido a un acero pueden desarrollarse ciertos procesos que dañan al material, puesto que lo fragilizan, bajando la tenacidad y plasticidad sin que, por otro lado, se mejore ninguna otra propiedad mecánica. Los dos procesos más habituales de fragilización durante el revenido son la fragilidad de revenidos bajos (tenipered niartensite embrittlement) y la fra- gilidad de revenido (temper embrittlement). F ra g ilid a d d e re venidos b a jo s Suele aparecer por permanencia a temperatura entre 250 y 370 °C, y conlleva una significativa pérdida de ductilidad y tenacidad. Se produce, en mayor o menor medida, en la mayoría de los aceros (salvo en los que tienen muy bajos niveles de impurezas). La rotura es a veces transcristalina (a través de los granos cristalinos) y otras intercristalina (a tra- vés de los bordes de grano del material). En el caso de roturas transcristalinas, el proceso parece estar asociado a la formación de delgadas placas de cementita durante la descomposición de la austenita http://fullengineeringbook.blogspot.com 319 of 503. 302 Ciencia de materiales para ingenieros retenida en la segunda etapa del revenido. El desarrollo de estas placas pudiera estar relacionado con la existencia de ciertas impurezas en el acero. l a fragilidad con rotura intercristalina parece deberse a la segregación de fósforo a los bordes de grano de la austenita durante la austcnización del acero. Este fósforo concentrado en los bordes de grano quedaría retenido en esas posiciones tras el temple, y modificaría localmcntc el proceso de precipitación de la ccmcntita, favoreciendo la rotura frágil por esas zonas. El silicio tiene una acción favorable frente a la fragilidad de revenidos bajos, ya que mitiga su efecto y desplaza el margen en el que aparece a mayores temperaturas, permitiendo en consecuencia dar revenidos en el intervalo de temperaturas potencialmente peligroso. F ra g ilid a d de revenido El problema aparece generalmente a temperaturas comprendidas entre 375 y 575 °C. Se desarrolla en el acero templado por permanencia dentro de ese margen de temperaturas durante el revenido o durante su utilización en servicio, c incluso por enfriamiento lento en esc margen desde temperaturas de revenido más elevadas. Suele ser una fragilidad reversible. El material dañado puede regenerar su tenacidad por calentamiento a temperaturas por encima de 575 °C. Se debe a la acción de diversas impurezas (Sb. P. Sn, As) que, incluso en concentraciones infe- riores al 0,01 %, emigran a las zonas del primitivo borde de grano austenítico durante el revenido, dis- minuyendo la cohesión ¡ntergranular y facilitando en consecuencia la rotura frágil por esos bordes de grano. 1.a impureza más fragilizadora durante el revenido es el fósforo, dado que se difunde muy rápi- damente, mientras que las otras impurezas tienen una movilidad muy inferior, necesitando tiempos mucho mayores para generar el problema. Para que se desarrolle este tipo de fragilidad, no suele ser suficiente la presencia de las impure- zas citadas, sino que se necesita la presencia de ciertos elementos aleantes que aceleran la migración de las mismas hacia las posiciones de los antiguos bordes de grano. La presencia de elevados porcen- tajes de Mn y Si favorece la segregación de impurezas y por tanto favorece la fragilización del acero. Algo similar hacen el Cr y el Ni, sobre todo si están ambos presentes. Acción opuesta tiene el Mo, que reacciona con el fósforo existente formando compuestos con él. de manera que ya no queden átomos de fósforo libres para emigrar a los bordes de grano. Esta es la razón por la que en la normativa actual europea de aceros para temple y revenido no exista ningún acero normalizado que tenga Cr y Ni úni- camente, sino que llevan además Mo. La fragilidad de revenido aparece principalmente en aceros aleados (sin Mo) y con una significa- tiva cantidad de impurezas. En resumen, para evitar o mitigar el problema de la fragilidad de revenido deben de adoptarse algunas de las siguientes medidas: evitar dar revenidos en el margen de tempera- turas potcncialmcntc peligrosas, si se sospecha la posibilidad de aparición del problema; en los reve- nidos a temperaturas por encima de ese margen, proceder posteriormente a un enfriamiento rápido de la pieza, para evitar que permanezca mucho tiempo en el intervalo crítico; utilizar aceros con niveles muy bajos de impurezas; no utilizar aceros con elevados porcentajes de manganeso y silicio si se van a dar revenidos en ese rango de temperatura y, finalmente, emplear aceros con Mo, sobre todo si están presentes como aleantes el Cr y el Ni. 9.1.5. Otros tratamientos térmicos de los aceros 9.1.5. a. Recocidos En general, se utiliza la palabra recocido para hacer referencia a un conjunto de tratamientos térmicos que tienen como objetivo el obtener en el acero una estructura próxima al equilibrio, con unos niveles bajos de dureza, límite clástico y resistencia a tracción, junto a una alta plasticidad y tenacidad. Exis- ten diversos tipos de recocidos, en función del objetivo concreto que se persiga. http://fullengineeringbook.blogspot.com 320 of 503.  9. Materiales metálicos 303 R ecocido to ta l o d e reg en eració n ( fu ll anne ali ng) Es el tipo de recocido más habitual en los aceros. Si se habla simplemente de «recocido», se hace refe- rencia a este tipo de tratamiento. Su objetivo es obtener una estructura de acuerdo con el diagrama Fe- C. En los aceros hipoeutcctoides el acero se austeniza a una temperatura ligeramente superior a A, (en los hipereutectoides. se hace a una temperatura ligeramente superior a A,), para posteriormente apagar el homo, manteniendo la pieza en su interior hasta que se haya producido la transformación completa de la estructura. De este modo el enfriamiento se produce muy lentamente, lo que favorece que se desarrollen completamente las transformaciones del diagrama. La estructura final del recocido de regeneración, en un acero hipoeutcctoide, estará constituida por ferrita y perlita, salvo en aceros con tanta templabilidad que, incluso en estas condiciones de enfriamiento lento, podría formarse bainita. Con esa micreestructura ferrítico-perlítica, los aceros hipoeutectoides presentarán una baja dureza, límite elástico y resistencia, pero bastante plasticidad y tenacidad. A mayor cantidad de car- bono, el acero tendrá más dureza y resistencia pero menos plasticidad y tenacidad. En consecuencia, se elegirá el porcentaje en carbono del acero en función de la combinación de propiedades más idó- nea para la aplicación concreta a la que vaya a ser destinado. R ecocido d e hom oge nei zac ión Es un tipo de recocido que se realiza calentando el acero muy por encima del punto crítico Ay F.I obje- tivo es favorecer la homogeneización de la composición en el material, eliminando en lo posible la segregación que se hubiese producido en el acero durante su proceso de fabricación. Se aplica, por ejemplo, a los lingotes del acero tras su solidificación. La permanencia de bastante tiempo a temperatura muy elevada favorece la movilidad atómica, con lo que los elementos aleantes segregados se homogcncizan, difundiéndose desde las zonas más ricas a las más pobres, dentro del material. Por otra parte, la alta temperatura de austenización favo- rece la formación de un tamaño de grano basto de la austenita, lo que se traducirá en un tamaño basto de la ferrita y perlita que se forme durante el enfriamiento. Esa estructura basta deteriora las propie- dades del acero, por lo que posteriormente deberá aplicarse algún otro tipo de tratamiento que modi- fique esta situación. ! R ecocido g lo b u la r La estructura ferrítico-perlítica no es la que proporciona la mayor plasticidad y tenacidad. La microes- tructura óptima desde estos puntos de vista es aquella con matriz fcrrítica dentro de la cual se encuen- tran dispersos glóbulos de ccmentita. Si una estructura perlifica se mantiene tiempo suficiente en unas condiciones de temperatura que favorezcan su evolución hacia el equilibrio tcrmodinámico, se producirá una descomposición de las placas de cementita, que serán sustituidas por una dispersión de glóbulos de carburo, disminuyendo la energía libre del material. Este es el objetivo del recocido globular. El acero con tratamiento de reco- cido globular presenta los menores valores posibles de dureza, límite elástico y resistencia, pero la mayor plasticidad y tenacidad. La estructura de matriz de ferrita con glóbulos dispersos de cementita se puede conseguir de dis- tintas formas. La primera, a partir de una estructura martcnsífica, aplicando un revenido a una tem- peratura inferior pero muy próxima a A,, durante un tiempo suficientemente largo (esta forma no se utiliza habitualmente). La segunda manera es a partir de una estructura ferrítico-perlítica mediante una larga permanencia a una temperatura algo menor que A, (lo que se conoce como recocido globu- lar subcrítico). En tercer lugar, puede obtenerse a partir de una estructura ferrítico-perlítica mediante un calentamiento a una temperatura oscilante un poco por encima y por debajo de A, (recocido glo- bular oscilante). http://fullengineeringbook.blogspot.com 321 of 503. 306 Ciencia de materiales para ingenieros El recocido globular se aplica en la práctica por diversas razones. En aceros de muy bajo conte- nido en carbono, se realiza para conseguir la máxima plasticidad posible de cara a su conformado a temperatura ambiente (forja, doblado, etc.). En aceros hipocutcctoidcs con alto contenido en carbono y en los hipereutectoides, se aplica para mejorar su maquinabilidad, esto es, su capacidad de ser utiliza- dos en procesos de fabricación por arranque de viruta (tomo, fresa, etc.). Hay que tener en cuenta que la presencia de una gran cantidad de placas de cementita (muy duras) dificulta el proceso de arranque de viruta y puede dañar la herramienta de corte. Tras el recocido de globulización esas placas duras ya no existen, y la mecanización se realiza con mucha mayor facilidad, pues la herramienta corta funda- mentalmente a través de la matriz de ferrita. R ecocido c o n tra a c r itu d Si un acero con estructura ferrítico-perlítica se somete a un proceso de deformación plástica en frío, se producirá un endurecimiento por acritud, alargándose los granos de ferrita en la dirección de defor- mación y multiplicándose las dislocaciones en su interior. Para ablandar posteriormente el material, se le aplicará un recocido contra acritud (véase el Capítulo 7, Apartado 7.2.2), calentándolo a una cierta temperatura durante un determinado tiempo. Atendiendo a la temperatura del recocido contra acritud, si esta es inferior a la temperatura de recristalización de la ferrita, se producirá en dicha ferrita únicamente un proceso de restauración. Por tanto, habrá una reordenación interna y destrucción parcial de las dislocaciones, con el probable desa- rrollo de una estructura de subgranos. Ello conlleva un moderado ablandamiento. Si la temperatura de recocido es mayor que la temperatura de recristalización, se producirá la regeneración completa de la estructura, con la desaparición de los granos antiguos deformados, y su sustitución por otros nuevos, equiaxiales y con pocas dislocaciones en su interior, con lo que se habrá perdido el endurecimiento producido por la acritud. 9.1.5.b. Normalizado El normalizado consiste en austenizar el acero a una temperatura por encima del punto crítico supe- rior ( A i o A ^ dejándolo a continuación enfriarse al aire en calma. En los aceros hipoeutectoides con bajo contenido en aleantes, el objetivo de este tratamiento es el de conseguir una estructura ferrítico- perlítica similar a la del recocido total, pero más fina. Respecto del recocido, en el normalizado de aceros con pocos aleantes los granos de ferrita son más pequeños (por ser el enfriamiento más rápido, según se comentó en el Capítulo 6, Apartado 6.3.2), y el espesor de las láminas de ferrita y cementita dentro de la perlita es menor, debido a que la capa- cidad de difusión durante el tratamiento es menor. Además, como la velocidad de enfriamiento no es muy lenta, se modifican las posiciones de las líneas del diagrama Fc-C, desplazándose el punto cutcc- toide hacia una menor concentración de carbono. Por tanto, en el normalizado se producirá una mayor proporción de perlita que en el recocido. Todo ello se traduce en diferencias en las propiedades mecánicas: un acero normalizado tiene más dureza, límite clástico y resistencia, y algo menos de plasticidad que un acero recocido. La tena- cidad suele ser similar, e incluso en algunos casos es mayor en el normalizado. Al igual que sucede en el recocido, en los aceros normalizados, cuanto mayor es la cantidad de carbono, mayor es la dureza y la resistencia pero menor es la plasticidad y la tenacidad. F1 normalizado es un tratamiento razonablemente económico porque, aunque la temperatura de aus- tenización que se utiliza es algo mayor que la del recocido (para favorecer una mayor homogeneización), como el enfriamiento se hace al aire, el homo utilizado queda libre para realizar otros tratamientos. Aparte de para mejorar las propiedades mecánicas, en ocasiones se aplica un normalizado a pie- zas de acero tras su forja o moldeo, para producir en ellas una cierta homogeneización de composi- ción y un afino de grano antes, por ejemplo, de proceder a realizar un temple. http://fullengineeringbook.blogspot.com 322 of 503.  9. Materiales metálicos H 305 Este tipo de tratamiento se aplica preferentemente en aceros al carbono (no aleados) o con muy poca cantidad de elementos de aleación. Los aceros con una gran cantidad de aleantes tendrán mucha tcmplabilidad, lo que puede hacer que, durante el enfriamiento al aire, se formen bainitas c incluso martensita, quedando una estructura compleja y con un conjunto de propiedades no interesantes para su empleo en servicio. En la Figura 9.23 se muestran las temperaturas típicas a las que se realiza el calentamiento del acero en los diferentes tratamientos de recocido y normalizado. Recocido Porcentaje en peso de carbono Figura 9.23. Temperaturas típicas de tratamiento para los diferentes tipos de recocido y el normalizado de aceros. 9.1.5.C. Tratamientos isotérmicos Son tratamientos que tienen en común el que la austenita se enfría rápidamente hasta una determinada temperatura, que se mantiene de forma constante durante un cierto tiempo. Para realizar estos trata- mientos hay que considerar el diagrama de transformación isotérmica del acero. R ecocido isotérm ico En este tratamiento se enfría rápidamente la pieza en estado austenítico hasta una temperatura com- prendida dentro de la zona ferrítico-perlítica del diagrama TTT ¡sotermo, manteniéndose la tempera- tura elegida el tiempo necesario para cruzar la curva correspondiente al 100 % de transformación. A continuación, la pieza es sacada del horno y enfriada al aire. Este proceso presenta ventajas respecto del recocido convencional. Así, en el recocido isotér- mico se obtiene una estructura más homogénea y fina (tanto más cuanto más baja sea la temperatura de tratamiento), y eligiendo adecuadamente la temperatura de tratamiento se pueden conseguir mejo- res propiedades mecánicas. Además, para ciertas temperaturas se puede obtener una estructura com- pletamente pcrlítica, evitando la aparición de ferrita. También se tarda menos tiempo en completar el tratamiento, dado que la pieza no se enfría dentro del homo sino al aire. Finalmente, es la forma más fácil de obtener una estructura pcrlítica en aceros de gran tcmplabilidad, en los que incluso con enfria- mientos lentos resulta difícil evitar la formación de bainitas. http://fullengineeringbook.blogspot.com 323 of 503. 306 Ciencia de materiales para ingenieros M artem pering En el martempering el acero, tras la austenización, es enfriado rápidamente (introduciéndolo en un baño de aceite o de sales fundidas) hasta una temperatura un poco superior a Ms, y después se man- tiene a esa temperatura hasta que se considere que se han igualado las temperaturas de la superficie y el centro de la pieza. A continuación, se saca la pieza del baño y se deja enfriar al aire, produciéndose durante este enfriamiento la transformación martensítica (véase la Figura 9.24.a). El tiempo de per- manencia a la temperatura de tratamiento debe ser, en cualquier caso, inferior al necesario para que se inicie la transformación bainítica. Por ello, la aplicación de este tratamiento puede realizarse úni- camente en aceros con mucha templabilidad, de manera que exista un intervalo de tiempo suficiente- mente grande, a temperaturas un poco por encima de Ms. antes de que se inicie la reacción bainítica. El objetivo del martempering es dar al acero un temple, consiguiendo una estructura completa- mente martensítica, pero evitando que se generen en la pieza tensiones peligrosas. El mantenimiento a temperatura constante hace desaparecer el gradiente de temperatura en la pieza. Como la transforma- ción martensítica se produce durante el enfriamiento al aire posterior, las diferencias de temperatura entre superficie y núcleo serán pequeñas y las tensiones internas que se desarrollen en la pieza tam- bién serán pequeñas, de modo que no existe riesgo de agrietamiento. Tras el martempering, la pieza debe recibir un tratamiento de revenido, para mejorar su plastici- dad y tenacidad, al igual que en el temple convencional. Austem pering El objetivo es conseguir, mediante un tratamiento isotérmico, una estructura completamente bainítica. Para su realización, se austeniza adecuadamente el acero y a continuación se enfría rápidamente por inmersión en sales fundidas hasta una temperatura correspondiente a la zona bainítica del diagrama de transformación isotérmica, lut pieza se mantiene a esa temperatura hasta que se consiga la transforma- ción completa de la austenita en bainita, dejando que se enfríe al aire (véase la Figura 9.24.b). I.as propiedades finales de la pieza dependerán de la temperatura elegida, ya que, como se vio en el Apartado 9.1.2.c, la estructura interna y las propiedades de las bainitas dependen de su temperatura de Figura 9.24. Tratamientos Isotérmicos en aceros, a) Martempering. b) Austempering. http://fullengineeringbook.blogspot.com 324 of 503.  9. Materiales metálicos 307 formación. AJ realizar el austempering a más baja temperatura, se obtiene mayor dureza y menor plasti- cidad. Al igual que en el martempering, se precisan aceros de alta templabilidad para poder realizar en la práctica este tratamiento. No hay que aplicar posteriormente ningún tratamiento de revenido. Entre las ventajas del austempering frente al tratamiento completo de bonificado (temple más reve- nido) puede destacarse que, para una misma resistencia y dureza, con el austempering se consigue una mayor plasticidad y tenacidad, y además no necesita un revenido posterior. Por otra parte, durante la des- composición de la austenita, al hacerlo isotérmicamente, no se desarrollan tensiones internas en la pieza, y por tanto no hay riesgo de distorsión o agrietamiento. Entre los inconvenientes hay que señalar el ele- vado precio de los aceros en los que se puede aplicar, y la complejidad de su ejecución, con un baño de sales fundidas en las que hay que mantener sumergida la pieza, en ocasiones durante bastante tiempo. 9.1.6. Tratamientos superficiales del acero Como ya se ha comentado previamente, medrante el tratamiento de temple se puede conseguir una dureza muy elevada en un acero, tanto mayor cuanto mayor sea su contenido en carbono. Para alcanzar la máxima dureza, el acero debe ser enfriado suficientemente rápido, lo cual resulta especialmente fácil en la super- ficie. que está en contacto directo con el fluido de temple. Por otra parte, hay que tener en cuenta que el tratamiento de temple completo endurece, si se ha realizado de forma oorrecta. la totalidad de la pieza, incluido el núcleo de la misma, lo que le proporciona alto límite clástico y resistencia pero baja plasticidad y tenacidad. Para mejorar estas dos últimas características, se precisa dar posteriormente un tratamiento de revenido, a temperaturas suficientemente altas, lo que se traduce en una significativa pérdida de dureza. Ira disminución de propiedades en la superficie no es buena, puesto que es allí donde se localizan habitual- mente las mayores tensiones de trabajo, y donde se produce el contacto y rozamiento con otras piezas. Por tanto, mediante los tratamientos convencionales de temple y revenido no resulta fácil tener en las piezas una combinación ideal de propiedades, es decir, alta dureza en la superficie para soportar las mayores cargas de trabajo y el rozamiento exterior (mejorando además el comportamiento a fatiga), y notable plasticidad y tenacidad en el interior de la pieza, que proteja frente a una rotura frágil. Esta combinación es especialmente interesante en elementos que trabajen preferentemente a flexión y tor- sión, estados en los que el núcleo soporta tensiones pequeñas. Sí podría conseguirse un compromiso aceptable utilizando aceros con poca templabilidad y/o velocidades de enfriamiento insuficientes, de manera que únicamente se templase la superficie, quedando el interior con una estructura compleja de perlita y/o bainitas. Pero existen otras alternativas, mucho más interesantes, para conseguir esa ade- cuada combinación de propiedades. En todas ellas se actúa específicamente sobre la zona superficial de las piezas, bien aplicando un tratamiento que endurezca únicamente el exterior del material (tem- ple superficial), o bien enriqueciendo la superficie con ciertos elementos, como C y N, que van a ele- var mucho la dureza de la zona enriquecida (cementación y nitruración). 9.1.6. a. Temple superficial En el temple superficial se trata de conseguir que únicamente austenice la zona superficial del acero, siendo en consecuencia lo único que se endurezca tras un enfriamiento rápido posterior. Para ello, habrá que aplicar calor únicamente a la superficie de la pieza, mediante técnicas suficientemente ener- géticas que permitan calentar rápidamente la superficie a temperaturas muy elevadas (por encima del punto crítico superior), sin un calentamiento significativo del interior. Existen diversas técnicas de calentamiento para conseguir un temple superficial: Calentamiento a la llama. Se aplica cxtcriormcntc una llama, mediante algún tipo de soplete o instalación, alrededor de la superficie de la pieza y de la manera más uniforme posible, con la potencia y tiempo precisos en función del espesor de capa endurecida que se quiera obtener. Posteriormente, la superficie es enfriada rápidamente, generalmente mediante chorros de agua. http://fullengineeringbook.blogspot.com 325 of 503. 308 Ciencia de materiales para ingenieros Calentamiento por inducción. La pieza se somete a la acción de un campo magnético exterior variable (por ejemplo, introduciéndola en el interior de un solenoide), que genera, solo en las proximidades de la superficie, unas corrientes eléctricas (corrientes inducidas o de Foucault), que calientan esa zona por efecto Joule. La intensidad de esas corrientes superficiales, así como la profundidad hasta donde penetran, dependen de la frecuencia del campo. Frecuencias muy elevadas generan corrientes muy intensas concentradas en espesores muy pequeños. 1.a pieza debe ser posteriormente enfriada rápidamente. Calentamiento mediante láser o haz de electrones. Son técnicas muy energéticas y permiten austenizar capas muy delgadas, que a continuación se enfrían rápidamente por conducción hacia el interior (el calentamiento está muy concentrado en la superficie). La composición de la pieza (particularmente su contenido en carbono) a la que se va a aplicar un temple superficial debe elegirse en función de la dureza que se pretenda alcanzar en su superficie. Tras el temple, puede considerarse en algunos casos la conveniencia de dar un revenido, para mejo- rar tenacidad de la superficie. 9.1.6.b. Cementación La cementación es un proceso con el cual se busca conseguir un importante enriquecimiento en car- bono de la zona superficial de la pieza. Para enriquecer superficialmente en carbono un acero, basta con calentarlo a una temperatura suficientemente alta dentro de la región austenítica del diagrama Fe- C y dejarlo un tiempo adecuado en ambiente rico en carbono, capaz de irlo transfiriendo a la pieza (recuérdese que la austenita es capaz de disolver hasta un 2,1 % de carbono). Durante el proceso de cementación, se desarrollan dos sucesos de forma simultánea. Por un lado se produce una reacción en el ambiente que causa la aportación de carbono a la superficie, siendo absorbido por esta, y por otro el carbono absorbido se va difundiendo hacia el interior del acero. La evolución de la capa enriquecida será función de la capacidad del medio exterior de aportar carbono a la superficie, y de la velocidad de difusión de este hacia el interior. Ambas son función de la tempe- ratura a la que se realiza el proceso. El espesor de la capa enriquecida en carbono, d, crece con el tiempo de acuerdo con la expresión d = K f , donde el parámetro K crece al aumentar la temperatura. En la Figura 9.25.a puede verse la evolución de la profundidad de la capa cementada en un acero al carbono con un 0,15 % de C, en función de la temperatura para un tiempo de tratamiento prefijado. En la Figura 9.25.b se observa el aumento en la profundidad de capa para tiempos crecientes, una vez fijada la temperatura de cementación. La cementación puede realizarse en un ambiente gaseoso. En este caso, el gas que rodea a la pieza se obtiene por combustión de gases hidrocarbonados, y tiene como composición una mezcla de CO, C 0 2, CII4, H2i H 20 y N,. A la temperatura de proceso, se produce una serie de reacciones entre ellos, en las que se genera carbono, que se deposita y absorbe en la superficie del acero. Este es el tipo de cementación más utilizado, especialmente indicado además para producción a gran escala. En la cementación, el contenido en carbono que habitualmente se pretende conseguir en la super- ficie de la pieza está comprendido entre el 0,8 % de C y el 1 % de C, y va disminuyendo progresi- vamente hacia el interior. Mayores contenidos en carbono no interesan porque pueden hacer la capa demasiado frágil y además favorecen la presencia de mucha austenita retenida tras el temple, lo que genera una dureza menor si no se aplica un temple hasta temperaturas inferiores a la ambiente. La tem- peratura utilizada generalmente para la realización de la cementación está entre 850 y 950 °C. Fina- lizado el proceso de cementación, lo habitual es proceder al temple directo de la pieza, obteniéndose una estructura martensítica en la capa cementada, y una estructura en el núcleo (que también es aus- tenítico a la temperatura de cementación) que será función de la forma de enfriamiento aplicada, la templabilidad del acero y el espesor de la pieza. Tras el temple, se desarrollan en la capa cementada tensiones de compresión, cuyo máximo no se encuentra justo en la superficie sino un poco hacia el http://fullengineeringbook.blogspot.com 326 of 503.  9. Materiales metálicos 309 Figura 9.25. Profundidad de capa cementada para un acero al carbono con un 0,15 % de C (supuesta la difusividad O constante) en función de a) la temperatura de cementación para un tiempo de tratamiento de 8 horas y b) el tiempo de tratamiento para una temperatura de 925 °C interior. Posteriormente se puede aplicar un ret enido a baja temperatura ( ^ 2 0 0 °C) para relajar esas tensiones. Para tener una mejor calidad de la capa cementada (es decir, para tener mayor dureza y mejor com- portamiento a fatiga), se minimiza en lo posible la temperatura de cementación, utilizando además ace- ros que favorezcan la formación de un grano austcnítico fino. Los aceros para cementación comúnmente utilizados tienen bajo contenido en carbono, del orden de 0.2 % de C. En la Tabla 9.3 se muestra la desig- nación europea y composición química de algunos aceros para cementación. Si no hay elementos alean- tes. el núcleo quedará con una microestmctura ferrítico-perlítica, blanda y tenaz. Si se precisa un mayor nivel de propiedades en el interior, la pieza podrá fabricarse con un acero aleado, con mayor tcmplabili- dad, que permitirá en el interior la aparición de constituyentes bainíticos e incluso algo de martensita. Tabla 9.3. Designación europea y composición química de aceros para cementación. Designación %C % Mn % Cr % Mo % Ni C10E 0,07-0,13 0,30-0,60 — — — C16E 0,12-0,18 0.60-0,90 — — 1703 0,14-0,20 0.60-0,90 0,70-1,00 — — 16MnCr5 0,14-0,19 1,00-1,30 0,80-1,10 — — 18OM04 0,15-0,21 0,60-0,90 0,90-1,20 0,15-0,25 — 18NiCr5-4 0,16-0,21 0,60-0,90 0,90-1,20 — 1,20-1,50 I ™ —s 1 17NiCrMo6-4 0,14-0,20 0,60-0,90 0,80-1,10 0,15-0,25 1,20-1,50 14NiCrMol3-4 0,11-0,17 0,30-0,60 0,80-1,10 0,20-0,30 3,00-3,50 Nota. En todos los aceros: % Si s 0,40; % P ^ 0,025; % S ^ 0,035. http://fullengineeringbook.blogspot.com 327 of 503. 310 Ciencia de materiales para ingenieros La cementación proporciona al material una capa superficial de gran dureza y resistencia a la abrasión y al desgaste. La elevada dureza y la existencia de tensiones de compresión mejoran mucho el comportamiento a fatiga de la pieza. En cuanto al núcleo, si se ha elegido con cuidado la compo- sición del acero y el medio de temple, se tendrá una estructura que proporcione una adecuada tenaci- dad y plasticidad. 9.1.6.C. Carbonitruración Es un proceso similar a la cementación, que se realiza asimismo en la zona austenítica del diagrama Fe- C, en el que el objetivo es enriquecer simultáneamente la superficie de la pieza en carbono y nitró- geno. La dureza de la capa carbónitrurada será la suma de la correspondiente a la martensita más la aportada por los nitruros que precipitan en ella. Iü s capas que se consiguen con este proceso son más finas que las capas cementadas, porque el nitrógeno interfiere el proceso de difusión del carbono por la red de la austenita. 9.1.6.d. Nitruración Se trata de un proceso que pretende endurecer superficialmente un acero mediante su enriqueci- miento en nitrógeno. La mayoría del nitrógeno introducido precipita formando nitruros, que frenan muy eficazmente a las dislocaciones, por lo que producen un excepcional incremento de la dureza. A diferencia de la cementación, este proceso se produce en el acero con estructura ferrítica, por calentamiento a 500-560 °C. Además, la nitruración no precisa de un enfriamiento rápido porque no existe ninguna reacción, en el diagrama de fases, entre la temperatura de nitruración y la ambiente. Por tanto, no se produce distorsión de la pieza ni aparecen tensiones adicionales por enfriamiento brusco. Antes de la nitruración, las piezas de acero deben ser sometidas a un tratamiento de temple, seguido de un revenido a alta temperatura, de 550 a 700 °C. La temperatura de revenido debe ser, en cualquier caso, superior a la que se vaya a utilizar para la nitruración, por lo que la aplicación de esta no modificará la microcstructura, ni por tanto las propiedades, del interior de la pieza. No se nitruran habitualmcntc los aceros al carbono, porque la capa nitrurada resulta muy frágil, con tendencia a saltar y desprenderse. Los aceros para nitruración tienen un contenido medio en car- bono (0,25 %-0,40 % de C) así como ciertos elementos aleantes (Al, Cr, V, Mo) formadores de nitru- ros, que además dan templabilidad al acero. Resulta especialmente eficaz el aluminio, en torno al 1 % de Al, proporcionando una gran dureza pero dejando una capa con baja tenacidad. El Cr permite alcan- zar menor dureza, pero hace a la capa más tenaz. En la Tabla 9.4 se muestra la designación y compo- sición química de algunos aceros para nitruración. Tabla 9.4. Designación europea y composición química de aceros para nitruración. Designación %C % Mn % Al % Cr % Mo %V 24CnMol3-6 0,20-0,27 0,40-0,70 — 3,00-3,50 0,50-0,70 — 32CrAIMo7-10 0,28-0,35 0,40-0,70 0,80-1,20 1,50-1.80 0,20-0,40 — 31 CrMoV9 0,27-0,34 0,40-0,70 — 2,30-2,70 0,15-0,25 0,10-0,20 34CrAIMo5-10 0,30-0,37 0.40-0,70 0,80-1,20 1,00-1,30 0.15-0,25 — 40CrMoV 13-9 0,36-0,43 0,40-0,70 — 3,00-3,50 0,80-1,10 0,15-0,25 Nota. En todos los aceros: % Si s 0,40; % P ^ 0,025; % S ^ 0,035. http://fullengineeringbook.blogspot.com 328 of 503.  9. Materiales metálicos 311 La nitruración de una pieza de acero presenta una serie de ventajas. Genera una capa superficial de elevadísima dureza, frecuentemente superior a la alcanzable mediante cementación. F.sa dureza proporciona a la pieza una gran resistencia frente al desgaste y a la abrasión. El espesor de la capa, sin embargo, resulta generalmente inferior al de las capas cementadas. El comportamiento a fatiga queda también muy mejorado porque el frenado que los nitruros precipitados imponen a las disloca- ciones entorpece la nucleación de grietas. Además, la realización del proceso de nitruración no pro- duce distorsión alguna en las piezas. Finalmente, las piezas nitruradas pueden trabajar en servicio a temperaturas razonablemente elevadas (pero siempre inferiores a las utilizadas en el proceso). Ello no sería posible en el caso de las piezas cementadas porque se produciría de inmediato un revenido de la capa. 9.1.7. Clasificación de los aceros Los aceros pueden ser clasificados desde distintos puntos de vista: su composición, sus propiedades mecánicas, sus aplicaciones, etc. Una primera clasificación divide los aceros en dos grandes grupos: aceros al carbono (o aceros no aleados) y aceros aleados. Hay que tener en cuenta que la composición química del acero es la que concreta sus propieda- des y comportamiento en servicio, en función del tratamiento térmico que se les haya aplicado. Hay una serie de elementos que van a estar presentes siempre, en todos los tipos de acero: el carbono, el fósforo y el azufre, y el manganeso y el silicio (ambos en pequeñas cantidades). El carbono es el elemento que define el mundo de los aceros. El porcentaje presente en el acero dependerá de las propiedades que se le vayan a exigir. En algunos casos muy particulares, como cier- tos aceros inoxidables, su contenido es extremadamente bajo, porque su presencia resulta desfavora- ble desde algún punto de vista. El fósforo y el azufre son impurezas indeseables que se arrastran del proceso de obtención del acero, y cuya completa eliminación resulta prácticamente imposible, a un coste económico razona- ble. Cuanto mayor sea la cantidad de estos elementos, peor será la calidad del acero, ya que deterioran las propiedades mecánicas que se pueden conseguir. El fósforo se disuelve en la ferrita, endurecién- dola, lo cual en principio es positivo, pero deteriora mucho la tenacidad, haciendo al material mucho más frágil. Además, en los aceros templados y revenidos favorece la aparición del fenómeno de fra- gilidad de revenido. Por su parte, el azufre es insoluble en la red de hierro por lo que, al solidificar, forma sulfuras con el hierro y otros posibles elementos presentes en la aleación, deteriorando la plas- ticidad y tenacidad del acero. Ix>s aceros de mayor calidad presentarán unos límites máximos admi- sibles menores en estos elementos. Por otra parte, en los denominados aceros calmados, se ha procedido a eliminar la totalidad del oxígeno disuclto en el metal fundido antes de su solidificación. Ello es importante porque, si quedase oxígeno disuelto, durante la solidificación este reaccionaría con el carbono (igualmente disuelto), para formar burbujas de CO que, atrapadas en el interior del acero, darían lugar a la presencia de poros, deteriorando las propiedades mecánicas del material. Ese proceso de desoxidación se realiza habitual- mente añadiendo al metal fundido una pequeña cantidad de manganeso y silicio, que son desoxidantes muy enérgicos. Reaccionan con el oxígeno y lo retiran del metal líquido. Los aceros calmados presen- tan entre 0,3 % y 0,8 % de Mn, y entre 0,2 % y 0,35 % de Si. Además, la presencia del manganeso y silicio produce otros beneficios colaterales. Respecto del manganeso, su presencia resulta fundamental para modificar la composición y com- portamiento de los sulfuros que se forman durante la solidificación. En ausencia de manganeso, el azufre solidifica como sulfuro de hierro. Este sulfuro tiende a formar, junto a la austenita, una cutéc- tica cuyo punto de fusión es relativamente bajo. Si, al forjar el acero, se calienta a una temperatura por encima de la de fusión de la cutéctica, esta se hará líquida dentro de la pieza, lo que genera grie- tas durante la deformación en caliente. Debido a que el manganeso tiene mayor avidez por el azufre http://fullengineeringbook.blogspot.com 329 of 503. 312 Ciencia de materiales para ingenieros que el hierro, si hay manganeso no se forma sulfuro de hierro sino de manganeso, cuya temperatura de fusión es mucho mayor, desapareciendo el problema. Si la cantidad de manganeso es alta, también mejora la icmplabilidad del acero. 9.1.7.a. Aceros al carbono (o aceros no aleados) Son aquellos aceros que únicamente llevan carbono como aleante para conseguir las propiedades deseadas. Representan un porcentaje muy mayoritario dentro del total de aceros utilizados a nivel mundial. Se utilizan habitualmente con estructura ferrítico-petiítica, obtenida mediante recocido o normalizado. A mayor cantidad de carbono, mayor proporción de perlita se formará y, en consecuen- cia, aumentarán la dureza, el límite elástico y la resistencia a tracción, disminuyendo la plasticidad y tenacidad. En la Tabla 9.5 se muestra la designación de algunos aceros al carbono, así como la com- posición química correspondiente a cada uno de ellos. Los aceros al carbono son aceros con muy mala tcmplabilidad, por lo que solo se podrán templar piezas muy delgadas de estos aceros, que además deberán ser enfriadas en medios muy severos. Para espesores mayores, se produce un temple incompleto y únicamente se templará la zona más super- ficial. quedando el interior más blando, pero también más tenaz. Este temple superficial resulta sufi- ciente para determinadas aplicaciones industriales. Tabla 9.5. Designación europea y composición de diferentes aceros al carbono. Designación % C % Si max %Mn °k P max % S max C35 0,32-0,39 0,40 0,50-0,80 0,045 0.045 C40 0,37-0,44 0,40 0,50-0,80 0,045 0,045 C45 0,42-0,50 0,40 0,50-0,80 0,045 0,045 C55 0,52-0,60 0,40 0,60-0,90 0,045 0,045 C60 0,57-0,65 0,40 0,60-0,90 0,045 0,045 9.1.7.b. Aceros aleados En este tipo de aceros se añaden otros elementos aleantes que facilitan la manipulación de la microes- tructura (por ejemplo mediante los tratamientos térmicos) para alcanzar las características mecánicas buscadas, o que mejoran algún aspecto del comportamiento en servicio (por ejemplo la resistencia a la corrosión). Los elementos aleantes son elementos añadidos voluntariamente al acero, de cara a con- seguir una mejora de sus propiedades, desde algún punto de vista. Según el efecto que producen sobre el comportamiento del acero, los aleantes pueden dividirse en dos categorías. En primer lugar, los elementos de acción estructural, que intervienen en la cinética de las transformaciones modificando las mismas, favoreciendo la formación de nuevos precipitados, etc. Pertenecen a este grupo los aleantes que mejoran la tcmplabilidad o los que favorecen la precipi- tación durante el revenido, por ejemplo. En segundo lugar, los elementos de acción sustancial: aque- llos que, añadidos al acero, le comunican una propiedad o comportamiento especial. Por ejemplo, el cromo, en cantidad suficiente, mejora la resistencia a la conosión. Los aceros se pueden clasificar también desde distintos puntos de vista, tales como el tratamiento que van a recibir, el tipo de producto que se va a fabricar con ellos o su comportamiento en servicio. Algunos grupos de aceros existentes son los aceros aleados para temple y revenido, estudiados de forma genérica en los apartados anteriores (véanse algunas designaciones y composiciones de estos aceros en la Tabla 9.6), los aceros para cementación o nitruración (comentados en el Apartado 9.1.6), los aceros para herramientas, los aceros para muelles, los aceros de muy alta resistencia, o los aceros inoxidables. http://fullengineeringbook.blogspot.com 330 of 503.  9. Materiales metálicos 313 Tabla 9.6. Designación europea y composición de diferentes aceros aleados para temple y revenido. Designación %C % Mn % Cr % Mo % Ni % Otros 46Cr2 0,42-0,50 0,50-0,80 0.40-0,60 — — — 37Cr4 0,34-0,41 0,60-0,90 0,90-1,20 — — — 25CrMo4 0,22-0.29 0,60-0,90 0,90-1,20 0,15-0,30 — — 42CrMo4 0,38-0.45 0,60-0,90 0,90-1,20 0,15-0,30 — — 34CrN¡Mo6 0,30-0,38 0,50-0,80 1,30-1,70 0,15-0,30 1,30-1,70 — 36NiCrMol6 0,32-0,39 0,50-0,80 1,60-2,00 0,25-0,45 3,60-4,10 — 1 51 CrV4 0,47-0,55 0,70-1.00 0,90-1,20 — — V: 0,10-0,25 30MnB5 0,27-0,33 1,15-1,45 — — — B: 0,0008-0,0050 33MnCrB5-2 0,30-0,36 1,20-1,50 0,30-0,60 — — B: 0,0008-0,0050 Nota. En todos los aceros: % Si s 0,40; % P S 0,025; % S s 0.035. 9.1.8. Aceros para herramientas I x js aceros para herramientas se emplean para fabricar todo tipo de instrumentos utilizados en el con- formado de materiales, tanto por deformación plástica en frío o en caliente (forja, extrusión, estirado...) como por procesos de corte y/o arranque de viruta (fresado, torneado, taladrado...). La diversidad de procedimientos y condiciones de trabajo hace que existan en el mercado multitud de aceros para herra- mientas, tanto al carbono como aleados, y apropiados tanto para trabajo en frío como en caliente. En cualquier caso, los aceros para herramientas han de poseer alta dureza y límite clástico, para evitar deformaciones de la herramienta durante el servicio, por lo que serán, en general, aceros de alto contenido en carbono. I-a mayoría de las veces la dureza deseada se obtiene mediante tratamientos de temple que proporcionen una martensita su