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2011

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º22

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1

SOLO Swiss fabrica hornos indus-triales avanzados para el trata-miento térmico de metales. SOLOSwiss ofrece hornos de atmósfera,hornos de proceso por lotes, hor-nos de campana, hornos continuosutilizados en una variedad de pro-cesos de tratamiento térmico (car-burización, templado, revenido, re-cocido, transformación bainítica,nitruración, soldadura, carbonitru-

ración, sinterización, nitrocarbura-ción, oxinitriding, temple).

SOLO Swiss GroupPO BOX 7127

CH-2500 BIENNESwitzerland

Tel: +41 32 465 96 00Fax: +41 32 465 96 77

e-mail : [email protected]

Director: Antonio Pérez de CaminoPublicidad: Carolina AbuinAdministración: María González Ochoa

PEDECA PRESS PUBLICACIONES S.L.U.Goya, 20, 4º - 28001 Madrid

Teléfono: 917 817 776 - Fax: 917 817 126www.pedeca.es • [email protected]

ISSN: 1888-4423 - Depósito legal: M-53065-2007

Diseño y Maquetación: José González OteroCreatividad: Víctor J. RuizImpresión: Villena Artes Gráficas

Redactorhonorífico:José MaríaPalacios

Colaboradores:Manuel A.

Martínez Baena,Juan Martínez

Arcasy Jordi Tartera

Por su amable y desinteresada colaboraciónen la redacción de este número, agradece-mos sus informaciones, realización de repor-tajes y redacción de artículos a sus autores.

TRATER PRESS se publica seis veces al año: Fe-brero, Abril, Junio, Septiembre, Noviembre yDiciembre.

Los autores son los únicos responsables delas opiniones y conceptos por ellos emitidos.

Queda prohibida la reproducción total o parcialde cualquier texto o artículo publicado en TRA-TER PRESS sin previo acuerdo con la revista.

Sumario • ABRIL 2011 - Nº 22

Nue

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Port

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Asociación colaboradora

Asociaciónde Amigosde la Metalurgia

Editorial 2

Noticias 4III Fórum Estampación en Caliente • MATGAS organiza curso sobre Análisis del Ciclo de Vida • ENERTEK,nueva generación de crisoles de FOSECO • Detector multigas Ventis™ MX4 • Nueva generación de registra-dores • Potente software x|acT • Paños WYPALL* X90 • La producción de acero aumenta.

Artículos

• Fórum de Arcas - Por Juan Martínez Arcas 10• TECNALIA R&I trabaja en la mejora de los procesos de ingeniería de los sistemas desarrollados por Na-

vantia 12• Predicción mediante la simulación de la microestructura en fundiciones ADI tras el tratamiento térmico -

Por Igor Pérez Villalobos, Uwe Getzlaff y Ole Köser 14• La siderurgia europea recurre el sistema de asignación de derechos de emisión de CO2 para la Industria -

Por UNESID 18• Estudio de la estabilidad dimensional de un acero microaleado con Nb y V - Por Gerardo Conejero Ortega,

Bernardo J. Fernández González, Montserrat Pichel Martínez, Rafael Barea del Cerro, Nuria Candela Vázquez y Ma-nuel Carsí Cebrián 20

• La industria aeroespacial europea 28• Noticias Tratermat 29• THERMPROCESS 2011: Feria monográfica y líder mundial de hornos industriales y tecnologías para procesos

de producción térmicos 32• Algunas alternativas modernas a la tecnología de tratamiento de calor al vacío - Por Thierry Sperisen 33• Simulación dilatométrica del recocido en continuo de aceros duales - Por D. Álvarez y J. M. Artimez 36

Guía de compras 45

Indice de Anunciantes 48

Información / Abril 2011

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Afinales de junio se celebra THERMPRO-CESS en Düsseldorf, feria muy relevantedel sector Tratamientos Térmicos, que se

celebra junto a GIFA (la Feria mundial de fundi-ción más importante actualmente) y donde es-taremos con nuestras revistas.

A su vez estaremos en el III Fórum de Estampa-ción en Caliente que organiza Tabira-Azterlanel día 23 de junio y donde se prevee una asisten-cia de alrededor de 200 personas. Más informa-ción del evento en página 19.

En este número encontrarán, como es habitual,artículos, informaciones y anuncios de compa-ñías importantes del sector. Es un número muycompleto y de enorme calidad.

Antonio Pérez de Camino

Editorial

III FórumEstampaciónen CalienteEl próximo día 23 de Junio se ce-lebrará en el Automotive Intelli-gence Center la tercera ediciónde este importante evento téc-nico internacional, orientado ala tecnología de estampación encaliente.

Los desafíos asociados a la trans-formación de los aceros de ultraalta resistencia (UHSS), vienen a-compañados de importantes re-tos tecnológicos.

Se presentan por tanto grandesoportunidades, marcadas por lacapacidad de desarrollo e inno-vación, tanto en materiales, co-mo en las diferentes tecnologíasasociadas a este novedoso pro-ceso.

La propuesta de trabajo plantea-da por el Centro de InvestigaciónMetalúrgica AZTERLAN y, por elInstituto de Fundición TABIRA,cuenta con un destacado progra-ma de trabajo a través de la parti-cipación de reconocidos especia-listas y técnicos internacionales,que a lo largo de sus ponenciasdarán a conocer los desarrollosmás destacados en estos espa-cios de conocimiento.

Este encuentro técnico está diri-gido fundamentalmente a técni-cos y especialistas de la industriade estampación, constructoresde vehículos, suministradores deequipos y aceristas, diseñadoresy constructores de troqueles,centros técnicos y universidades,... etc, con el principal objetivo decrear un marco de trabajo para elintercambio de conocimientos,compartiendo experiencias téc-nicas con especialistas del másalto nivel.

Info 1

FEMEVALy la iniciativade UNICEFLa Federación Empresarial Me-talúrgica Valenciana (FEMEVAL)se ha sumado al programa deUNICEF “Multiplica por la Infan-cia”, una iniciativa que busca lacolaboración de las asociacio-nes profesionales del sector pri-vado y PYMES en la defensa delos derechos de la infancia másvulnerables.

La presidenta de UNICEF Valen-cia, Nidita Guerrero, y el secreta-rio general de FEMEVAL, Alejan-dro Soliveres, han firmado elacuerdo por el que la federacióndel metal se convierte en enti-dad colaboradora de este proyec-to, y en la primera organizaciónempresarial de la ComunidadValenciana que se une a esta ini-ciativa a favor de la educación detodos los niños y niñas de paísesen desarrollo.

Esta campaña persigue incre-mentar el acceso de niños des-favorecidos a una educaciónprimaria de calidad, así comoamplificar la difusión del men-saje de UNICEF para garantizarlos derechos de la infancia entrelos empleados, clientes, y pro-veedores de las entidades impli-cadas.

Info 3

Detector multigasVentis™ MX4Industrial Scientific, líder globalen detección de gases, presentael detector multigas Ventis™MX4. Es un instrumento livianoque brinda muchas opciones deconfiguración, disponible con osin bomba integral y compatible

Noticias / Abril 2011

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MATGASorganiza cursosobre Análisisdel Ciclo de VidaEl centro de excelencia en CO2 ysostenibilidad, MATGAS, organi-za un curso de especialización so-bre el Análisis del Ciclo de Vida(ACV) en su centro ubicado den-tro de las instalaciones de la Uni-versidad Autónoma de Barcelona.

Durante este curso, abierto tantoa estudiantes como a profesiona-les de ámbitos relacionados conel medio ambiente, los asistentespueden adquirir los conocimien-tos básicos para evaluar el im-pacto ambiental de un proceso alo largo de su ciclo de vida.

Lourdes Vega y Roberta Paccianide Carburos Metálicos/MAT-GAS, Assumpció Antón del IRTAy Carles Martínez y Julia Blancode Inedit Innovació son las per-sonas encargadas de impartirlo.

El Análisis del Ciclo de Vida esuna herramienta que mide losimpactos ambientales de unproducto o servicio durante to-das las etapas de su existencia.Para ello, se realiza un estudiode los recursos que se utilizancomo el agua o las materias pri-mas y las emisiones ambienta-les asociadas con el sistema quese está evaluando.

Una de las principales ventajasdel Análisis del Ciclo de Vida esque se pueden comparar los im-pactos medioambientales de di-ferentes materiales o de dife-rentes sistemas, utilizados conun mismo propósito, obtenien-do así la ganancia ambiental ne-ta de un nuevo proceso o pro-ducto frente al tradicional quepretende reemplazar.

Info 2

con iNet®. iNet es la solución dedetección de gases como servicioexclusiva de Industrial Scientific.

El Ventis detecta entre uno y cua-tro gases, entre ellos, oxígeno,gases combustibles (LEL o CH4) ydos de cualquiera de los siguien-tes gases tóxicos: CO, H2S, NO2 ySO2. El instrumento, ideal para lasupervisión de espacios confina-dos y para la supervisión conti-nua de personal en potencialesambientes peligrosos, está dise-ñado para mantener seguros alos trabajadores de numerosasindustrias. En aplicaciones de es-pacios confinados, el Ventis pue-de utilizarse para recolectarmuestras hasta un máximo de30,5 metros con la bomba inte-grada. El detector de gases alertaal usuario en caso de condicionespeligrosas mediante una alarmaaudible, alarmas visuales conLED ultra luminosos y una poten-te alarma con vibración.

Info 4

Nuevageneraciónde registradoresTesto lanza al mercado una nue-va generación de registradoresque destaca por su extrema faci-lidad de uso y su absoluta segu-

ridad, p.ej., gracias a su protec-ción mediante contraseña y alcandado a prueba de hurto. Estanueva generación está compues-ta de 13 registradores que son lasolución más adecuada paramúltiples aplicaciones. Ademásde los nuevos 11 productos quecomponen las gamas testo 175 ytesto 176, también se incluyenlos dos mini registradores testo174T y testo 174H.

La gama testo 175 esta com-puesta de 4 registradores com-pactos para la medición de tem-peratura y humedad. La gamatesto 176 esta compuesta de sie-te registradores especialmenteadecuados para las aplicacionesmás exigentes, como las que sedan en los laboratorios. Una no-vedad total en esta gama es elregistrador testo 176 P1, con elque se pueden medir y docu-mentar los valores de presiónabsoluta además de la tempera-tura y la humedad.

La nueva generación de regis-tradores Testo se adecua a lamedición profesional de tempe-ratura, humedad y presión ab-soluta en múltiples aplicacio-nes, entre las que podemosdestacar las mediciones en pro-cesos industriales.

Info 5

Potente softwarex|acTEl nuevo software de inspecciónx|act de GE Inspection Technolo-gies está ahora disponible paralos sistemas de inspección porrayos X de alta resolución phoe-nix microme|x y nanome|x de180 kV. Este potente nuevo pa-quete sustituye al anterior soft-ware phoenix quality|assurance,y entre sus aplicaciones se cuen-ta la inspección manual de com-ponentes electrónicos, así comola inspección totalmente auto-matizada mediante CAD y me-diante rayos X de juntas de sol-dadura en unidades electrónicas.Existen tres versiones disponi-bles: x|act base, x|act operator yx|act pro. Todas las versiones o-frecen una mayor facilidad defuncionamiento que los paque-tes anteriores, lo que aumenta lafiabilidad de la inspección.

“Una sencilla grabación de ma-cros permite programar intuiti-vamente tareas de inspección entérminos de parámetros de ges-tión y formación de imágenes,todos los parámetros de visuali-zación se guardan con un soloclic del ratón. Los programas demuestreo creados automática-mente pueden utilizarse para to-das las placas de circuitos impre-sos del mismo tipo en cualquierparte del sistema, incluso si es-tán girados o volteados, y la me-jora automática de imagen, opti-miza las imágenes en directopara garantizar la máxima preci-sión y detección de defectos.”

Info 6

Paños WYPALL*X90Los Paños WYPALL* X90 son losprimeros paños de KIMBERLY-CLARK PROFESSIONAL* en incor-


6

porar el material de rápida absor-ción en dos capas HYDROKNIT*con fibra común patentado por laempresa, que incrementa de for-ma considerable la capacidad deabsorción y la suavidad de lospaños en comparación con otrasgamas WYPALL* X.

Los Paños resistentes a disol-ventes WYPALL* X90 van dirigi-dos principalmente a usuariosde sectores de la industria, co-mo fabricación de metal, dondese requieren prestaciones muyelevadas. Estos paños únicos es-tán diseñados para utilizarse entareas en las que la absorción esfundamental, como limpieza in-tensiva, preparación de superfi-cies con disolventes, elimina-ción de derrames y limpieza deaceite y grasa.

Gracias al alto nivel de absorciónque ofrecen los Paños WYPALL*X90, se necesita menos productopara realizar una tarea, lo quesupone una reducción del costeen uso. Estos paños volumino-sos protegen mejor las manosdel usuario, mientras que el altoporcentaje de fibra común queincorpora el material proporcio-na un tacto más suave que agra-decerán quienes realicen tareasde limpieza.

Info 7

La producciónde aceroaumentaSegún UNESID, en marzo la pro-ducción de acero bruto de las fá-bricas españolas ha sido de 1,6millones de toneladas, práctica-mente la misma cifra que haceun año, ya que la variación hasido del 0,3%.

En este comienzo de 2011 se ha

completado un primer trimestremuy similar al del comienzo de2010. Con 4,3 millones de tone-ladas, se ha mejorado la cifradel año pasado en un 1,4%. Sinembargo, sí se aprecia una me-joría del 14,9% sobre el cuartotrimestre de 2010. Recordemosque el comportamiento de 2010fue bastante más débil a partirde la vuelta del verano que alcomienzo del año.

La producción en los últimosdoce meses fue de 16,4 millonesde toneladas, con la misma va-riación positiva de sólo el 0,3%sobre la producida en 2010.

Info 8



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Fórum de ARCASPPoorr JJuuaann MMaarrttíínneezz AArrccaass

Son varias las aportaciones que hemos recibidosobre el REVENIDO o REVENIDOS de los Moldes deInyección a Presión de los Metales y en forma degráfico ya conocidos, así como interesantes reco-mendaciones prácticas que intentaremos resumirpara este nº 22 de la Revista Trater Press.

El REVENIDO debe realizarse inmediatamente des-pués del Temple (endurecimiento) y para incremen-tar la Resistencia a costa de algo de dureza.

La temperatura del Molde después del temple nodebe ser inferior a 50º-70ºC, iniciándose así el proce-so del primer Revenido y segundo o mejor según loscasos del tercero, como veremos más adelante paraalcanzar la dureza deseada por el Fundidor (normal-mente 42-48 HRC).

Niveles más altos de dureza nos proporcionan u-na mayor resistencia a la fatiga térmica y meno-res proporcionan una mejor resistencia al macro-agrietamiento y abuso mecánico con aceros comoel que nos ocupa H-13. Sin embargo, ocurren otrasreacciones que conllevan una producción de car-buros complejos y compuestos interrmetálicosque producen un fenómeno llamado Endureci-miento Secundario, que es responsable en partede la Resistencia del metal al ablandamiento enlas temperaturas que encontrará durante su utili-zación en servicio.

La elección de la temperatura de Revenido estará de

acuerdo con la dureza elegida y según el gráfico fi-gura nº 2.

El enfriamiento de los revenidos debe ser al airehasta la temperatura ambiente.

Pueden formularnos las preguntas que deseen sobre la problemática de los Tratamientos Térmicos, diri-giéndose a la revista:

Por carta: Goya, 20, 4º - 28001 Madrid - Teléfono: 917 817 776 - Fax: 917 817 126E-mail: [email protected]

Tanto preguntas como respuestas irán publicadas en sucesivos números de la revista por orden de llega-da, gracias a la activa colaboración de D. Juan Martínez Arcas.

Nota: Seguiremos con este interesante tema en elpróximo número.

Fig. 2. Curvas de Temperaturas de Revenido en función de laTemperatura de Temple elegida (1.020-1.025 y 1.050 °C). Lazona rayada en las curvas de revenido no deben de elegirse(420 a 520 ºC).


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TECNALIA RESEARCH & INNOVATION, a tra-vés de su Unidad de Software, trabaja en lacertificación de los proyectos de ingeniería

de los sistemas desarrollados por la Unidad de Pro-

ducción de Sistemas FABA de Navantia, utilizandola metodología internacional CMMI.

El objetivo de este proyecto es lograr la mejora delos procesos de ingeniería de dichos sistemas conel fin de optimizar los procesos productivos de laorganización. De esta manera, la identificacióntemprana y posterior gestión de imprevistos per-mitirá acortar los tiempos de respuesta, mejorarlos tiempos de entrega y reducir así los retrabajos,logrando así satisfacer los requerimientos más exi-gentes y adaptarse a las necesidades concretas delcliente de manera más proactiva.

Dentro de Navantia, el proceso de certificación seestá desarrollando en el centro de Sistemas FABAubicado en San Fernando (Cádiz), especializado ensistemas de combate, comunicaciones, direccionesde tiro y sistemas de armas, con destino a los bu-ques de superficie y submarinos construidos porNavantia para la Armada Española y para otrosmercados nacionales e internacionales.

Además del centro en San Fernando en Cádiz, Na-vantia–Sistemas FABA también ejecuta el diseño,desarrollo, fabricación, instalación y apoyo al ciclode vida de sistemas informatizados para el controldel buque (propulsión, control de averías, sistemasauxiliares) en el centro ubicado en Cartagena.

El modelo de certificación CMMI que están utilizan-do los consultores de la Unidad de Software de TEC-NALIA R&I para llevar a cabo este proyecto, es unmodelo internacionalmente reconocido y creado porel Software Engineering Institute de Estados Unidos.

TECNALIA R&I trabaja en la mejorade los procesos de ingenieríade los sistemas desarrolladospor Navantia


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FUNDICIONES ADI

La búsqueda de materiales de bajo costo y buenaspropiedades mecánicas ha permitido un gran de-sarrollo de las fundiciones nodulares austempe-radas (ADI). El creciente uso de las fundiciones A-DI es consecuencia directa de sus propiedadesmecánicas, que son superiores a otros miembrosde la familia de las fundiciones nodulares en loque se refieren a maquinabilidad, resistencia a latracción, resistencia al desgaste, tenacidad y duc-tilidad. Estas características, junto a los menorescostos de producción en comparación con los ace-ros, simplificación del proceso de mecanizado depiezas y reciclabilidad, convierten a este materialen una alternativa industrialmente válida y atrac-tivamente económica para reemplazar, en algu-nas aplicaciones, a los aceros de baja aleaciónfundidos y forjados [1,2]. Estas propiedades pue-den mejorar, aún más, con un buen control de sumicroestructura y el agregado de elementos de a-leación.

Las notables propiedades de la fundición ADI sonconsecuencia de su estructura, que está com-puesta de nódulos de grafito y una matriz queconsiste en una mezcla de dos fases, placas de fe-rrita y austenita estabilizada con total ausenciade carburos. La estructura de la austenita es res-ponsable de la excelente ductilidad y tenacidadde las fundiciones ADI, mientras que la fina dis-persión de ambas fases, ferrita y austenita, per-miten explicar la alta resistencia de la aleación[3]. Por otra parte, la adición de elementos de ale-

aciones tales como Cu, Mo y Ni, mejoran aún máslas propiedades mecánicas del material, porcuanto su efecto combinado influye favorable-mente sobre la templabilidad de la aleación [4, 5].

EL TRATAMIENTO TÉRMICODE AUSTEMPERADO EN FUNDICIONES ADI

El proceso de austemperado consiste en dos eta-pas de tratamiento térmico: la primera etapa deaustenización de la fundición esferoidal, que tienepor objetivo obtener una matriz austenítica y lasegunda que consiste en un enfriamiento rápidohasta la temperatura de austemperado, en el ran-go de temperaturas de 250 ºC – 450 ºC, donde semantiene el material el tiempo necesario para queocurra la nucleación y crecimiento de las placasde ferrita a partir de austenita. La difusión de car-

Predicción mediante la simulaciónde la microestructura en fundicionesADI tras el tratamiento térmicoPPoorr IIggoorr PPéérreezz VViillllaalloobboossaa,, UUwwee GGeettzzllaaffffbb yy OOllee KKöösseerrcc

((aa AAnnáálliissiiss yy SSiimmuullaacciióónn SS..LL..,, bb AACCTTeecchh GGmmbbHH yy cc EESSII GGrroouupp))

Imagen 1.Representación

gráfica de laspropiedades

mecánicas de lafundición ADI

en comparacióncon otras

aleaciones.

cánicas como la dureza, resistencia estática y diná-mica o la tenacidad. Sin embargo, a parte de los e-fectos deseados, el proceso de tratamiento térmicopuede venir acompañado de efectos indeseados co-mo por ejemplo distorsión del componente, endure-cimiento elevado del material, baja resistencia, faltade tenacidad o profundidad de dureza inadecuada(que podría conllevar a fallo en fatiga). Por lo tantoel éxito o el fracaso del tratamiento térmico no sóloafectará a los costes de fabricación, sino que deter-minará la fiabilidad y la calidad del producto. Se de-bería por tanto, tener en cuenta el tratamiento tér-mico durante el desarrollo y el diseño del producto ydebe controlarse en el proceso de fabricación.

Con respecto al diseño y fabricación basados en lasimulación, se desea calcular con antelación los e-fectos del tratamiento térmico y optimizarlos va-riando el material, geometría de la pieza, etc…

Una vez que la forma de la pieza está diseñada, esmuy importante asegurarse que el proceso de tra-tamiento térmico es correcto y que la ventana de

bono desde las placas de ferrita aumenta el conte-nido de carbono en la matriz a valores entre 1,8% y2,1%, produciendo una estabilización de la auste-nita a temperatura ambiente. Esta estructura esconocida como ausferrita. Para tiempos mayoresde tratamiento de austemperado se produce ladescomposición de la austenita en ferrita y carbu-ros, formándose bainita. La presencia de cantida-des significativas de silicio en las fundiciones no-dulares es responsable de suprimir la inmediataformación de carburos de hierro, en beneficio deproducir el producto intermedio, ausferrita [6].

PREDICCIÓN MICROESTRUCTURALA TRAVÉS DE LA SIMULACIÓNDE TRATAMIENTOS TÉRMICOS

El tratamiento térmico puede ser un paso indispen-sable en la fabricación de productos metálicos. Através de una deliberada manipulación de la estruc-tura química y metalúrgica de un componente, sepueden controlar selectivamente propiedades me-

Abril 2011 / Información

proceso asegura la calidad, frente a la variación deparámetros de proceso.

Con las herramientas de simulación de tratamien-tos térmicos actuales se pueden llevar a cabo dichoscálculos para todos los procesos generales de trata-mientos térmicos aplicables, teniendo en cuenta to-dos los efectos físicos significantes. De esta forma eldiseñador de pieza y los responsables del trata-miento térmico pueden tener una deliberada in-fluencia a la hora de minimizar costes de fabrica-ción, así como de optimización, viabilidad y calidaddel producto.

Cada vez son más las capacidades de los progra-mas de simulación para predecir las transforma-ciones, microestructura y las propiedades mecáni-cas de una aleación durante y tras el tratamientotérmico. Este tipo de simulaciones aporta un aña-dido a la cadena de valores en el mundo de la vir-tualización del proceso de fabricación.

En este caso se trata de añadir un valor a las capaci-dades de simulación de la solución de Fundición delGrupo ESI (ProCAST y QuikCAST), que más allá decentrarse únicamente en el propio proceso de fun-dición, ofrece la posibilidad de predecir las transfor-maciones que sufrirá una aleación durante un trata-miento térmico, basándose principalmente en losdiagramas CCT y TTT de la aleación.

A través de modelos matemáticos concretos, elprograma ofrece la posibilidad de predecir la trans-formación que se dará en cada zona de la piezamediante cálculos transitorios y acoplados.

RESULTADOS DE SIMULACIÓNDEL TRATAMIENTO TÉRMICODE UNA FUNDICIÓN ADI EN UNA PIEZADE ENSAYO. Cortesía de ACTech.

El principal objetivo de este estudio realizado porla empresa ACTech (Alemania) en colaboracióncon ESI Group (Suiza), fue el de correlacionar losresultados obtenidos a través de la simulación deltratamiento térmico con los resultados en una pie-za de ensayo real. Para ello se utilizó una geome-tría de secciones variables para forzar velocidadesde enfriamiento diferentes con su lógica influenciaen la microestructura final.

La simulación se realizó con el software de cálculopor elementos finitos ProCAST de ESI Group a tra-vés de un modelo basado en los diagramas tiempo-temperatura- transformación (TTT). El modelo estábasado en la expresión de Kolmogorov-Johnson-Mehl-Avrami (KJMA) para la cinética de transfor-mación de fase gobernada por un proceso de nu-cleación y crecimiento. El modelo es aplicable acualquier curva de enfriamiento utilizando unprincipio de aditividad [7].

Para la correlación de las curvas de enfriamientoreales con las obtenidas durante la simulación setomaron medidas de temperatura en 6 puntos di-ferentes de la pieza obteniendo un buen ajuste en-tre ambas.

En la siguiente imagen se pueden observar los re-sultados de microestructura previstos mediante lasimulación en los diferentes espesores de la pieza,así como las diferentes micrografías realizadas enlos mismos puntos.

A partir de la buena correlación obtenida tras el a-nálisis de los resultados reales en comparacióncon los calculados, se pudieron realizar previsio-nes de los resultados microestructurales a obtenertras el tratamiento de austemperado para piezasde producción (Ej: Cigüeñal, soporte de rueda…)con buena precisión.

CONCLUSIÓN

Debido principalmente a las buenas propiedadesmecánicas y la búsqueda de materiales de bajocosto, el uso de las fundiciones ADI está creciendo.Uno de los puntos clave de control para la buenacalidad de las piezas fabricadas en ADI, a parte delpropio proceso de fundición, radica en el Trata-miento de Austemperado.


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Imagen 2. Resultados de simulación de tratamiento de austem-perado con ProCAST (ESI Group) de un cigüeñal. Cortesía deACTech.

REFERENCIAS

[1] Mondaca O. J, Spicacci R. H, Sikora J. A, Machinability ofaustempered ductile iron, AFS Transactions, 10, 1998, pp.39 – 45.

[2] J. L. Garin and R. L. M. Z. Metallkd, 91, 2000, pp. 842.

[3] P. P. Rao, S. K. Putatunda, Metallurgical and MaterialsTransactions A, 28A , 1997, pp 1457-1470.

[4] Sim B. T, Elliot R. Influence of alloying additions on aus-tempering kinetics of compacted graphite cast iron, Ma-terials Science and Technology, 14, 1998, pp. 89- 96.

[5] Yu S. K. Et al, The efect of molybdenum, copper and nic-kel on the microstructure, hardness and hardenability,AFS Transactions, 97, 1986, pp. 557.

[6] Jagadeesha A, Venugopalan D., Microestructural Develop-ment and Austempering Kinetics of Ductile Iron DuringThermomechanical Processing, Metallurgical and Mate-rials Transactions A, 31 A, 2000, pp. 2575-2585.

[7] Manual ProCAST 2010.

[8] O. Köser, Fertigungssimulation – Absicherung der Serie-neigenschaften schon bei der Entwicklung, ADI-Informa-tionstag, 26. November 2009, Leipzig.

En el caso de las fundiciones ADI donde el controldel tratamiento de austemperado cobra una granimportancia, la simulación numérica puede ofre-cer una gran ayuda para reducir costes de fabrica-ción así como de optimización, viabilidad y cali-dad del producto. Gracias a los modelosmatemáticos para la cinética de transformacióncomo el que incluye el software ProCAST de ESIGroup y basándose en los diagramas TTT/CCT decada aleación en concreto, es posible preveer latransformación microestructural (y del mismomodo de una forma más o menos directa las pro-piedades mecánicas) que se formará durante ytras un tratamiento térmico.

A día de hoy, la ingeniería Análisis y Simulación,responsable de la implantación de ProCAST yQuikCAST en España y Portugal, está liderando laimplantación de este knowhow en la propia oficinatécnica de la fundición, a través de formación es-pecífica en tecnología y soporte personal en los a-plicativos.



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La siderurgia europea considera que la meto-dología y valores propuestos por la Comi-sión Europea no garantizan que ninguna

planta siderúrgica, ni siquiera la más eficiente,reciba asignaciones gratuitas para cubrir las emi-siones derivadas de su funcionamiento, en con-tradicción con la Directiva de Comercio de Emi-siones.

En particular, desincentivará la eficiencia energéti-ca en el uso de los gases siderúrgicos de proceso.La medida, de confirmarse, supondrá unos sobre-costes de hasta 3.000 millones de euros al año parala Industria Siderúrgica Europea.

Aunque la Directiva de Comercio de Emisiones re-conocía el riesgo que iba a suponer para industriascomo la siderúrgica, sometidas a una competenciamundial, el desarrollo posterior pretende obviareste riesgo cierto.

Las autoridades europeas, a pesar de sus manifes-taciones públicas, parecen legislar de forma queincentivan la desviación de inversiones industria-les fuera de Europa, lo que conllevará una impor-tante disminución de empleo.

La deslocalización de las inversiones industrialesno supondrá, además, ninguna mejora medioam-biental, por cuanto que se ubicarán en países consistemas de control menos exigentes y con mayorimpacto sobre el medio ambiente.

La deslocalización es una seria amenaza para elcambio climático.

La siderurgia ha contribuido de una forma decisivaa la reducción de las emisiones de gases de efectoinvernadero y está dispuesta a seguir haciéndoloen el futuro.

La industria siderúrgica desarrolla ambiciosos pro-gramas de investigación y desarrollo que fructifi-carán a medio plazo.

Sin embargo, el estado actual de la tecnología nopermite alcanzar la reducción decidida artificial-mente por las autoridades europeas, sin mermar lacompetitividad de las empresas.

El acero es parte de la solución al cambio climático:contribuye decisivamente en el desarrollo de lasenergías renovables, ayuda a disminuir el peso enlos coches y otros medios de transporte y aporta,frente a otros materiales, la inmensa ventaja de sureciclabilidad ilimitada.

Más del 80% del acero que se produce en Españaproviene del reciclado de chatarra férrica.

La industria siderúrgica, junto con el resto de lossectores afectados, ha colaborado muy activamen-te en el proceso de evaluación comparativa(“benchmarking”), pero su opinión no ha sido teni-da en cuenta, al igual que la de algunos EstadosMiembros.

Los niveles aprobados exceden de lo que corres-ponde a las tecnologías disponibles y supondránun agravio injustificado para la supervivencia enEuropa de empleos de calidad, que generan rique-za y prosperidad para la sociedad.

La siderurgia europea recurreel sistema de asignaciónde derechos de emisión de CO2para la IndustriaPPoorr UUNNEESSIIDD

El próximo día 23 de Junio se celebrará en el Automotive Intelligence Center la tercera edición de es-

te importante evento técnico internacional, orientado a la tecnología de estampación en caliente.

Los desafíos asociados a la transformación de los aceros de ultra alta resistencia (UHSS), vienen a-

compañados de importantes retos tecnológicos. Se presentan por tanto grandes oportunidades, marca-

das por la capacidad de desarrollo e innovación, tanto en materiales, como en las diferentes tecnologías

asociadas a este novedoso proceso.

La propuesta de trabajo planteada por el Centro de Investigación Metalúrgica AZTERLAN y, por el

Instituto de Fundición TABIRA, cuenta con un destacado programa de trabajo a través de la participa-

ción de reconocidos especialistas y técnicos internacionales, que a lo largo de sus ponencias darán a co-

nocer los desarrollos más destacados en estos espacios de conocimiento.

Este encuentro técnico está dirigido fundamentalmente a técnicos y especialistas de la industria de

estampación, constructores de vehículos, suministradores de equipos y aceristas, diseñadores y cons-

tructores de troqueles, centros técnicos y universidades, ... etc, con el principal objetivo de crear un mar-

co de trabajo para el intercambio de conocimientos, compartiendo experiencias técnicas con especialis-

tas del más alto nivel.

La información completa de esta propuesta técnica de trabajo se encuentra en la página web:

www.iftabira.org


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RESUMEN

En los últimos años se han diseñado aceros paramejorar sus propiedades mecánicas y funcionali-dad en servicio. Los aceros con Nb y V presentan,tras un proceso de temple y revenido, un aumentode la dureza y una mejora de la estabilidad dimen-sional respecto a los aceros sin microaleantes. Eneste trabajo se estudia la influencia del tratamien-to térmico en la estabilidad dimensional y la dure-za de una colada experimental de acero aleado conNb y V, respecto a un acero con parecida composi-ción base pero sin aleantes de Nb y V. Tras diferen-tes tratamientos térmicos de temple y revenido, sehan realizado análisis tanto de la dureza como dela microestructura así como un estudio estadísticode la varianza dimensional, con el fin de estudiarla influencia del tratamiento térmico.

1. INTRODUCCIÓN

La investigación y desarrollo de nuevos materiales,de sus tratamientos térmicos y la aplicación denuevas tecnologías de conformado han sido loscampos fundamentales en el estudio de compo-nentes para matricería durante los últimos años.Un claro ejemplo es el estudio de la influencia de laadición de pequeñas cantidades de elementos dealeación para la obtención de nuevos aceros conmejores propiedades de resistencia mecánica, du-reza, tenacidad y estabilidad dimensional.

Los elementos de aleación tienen tendencia, enfunción de la temperatura, a disolverse en la red

ferrítica o a formar carburos [1]. Pueden influir enel diagrama de equilibrio aumentando los límitesde estabilidad de la fase austenítica (elementosgammágenos) o los de la fase ferrítica (elementosalfágenos). Entre los elementos que tienen una altatendencia a formar carburos, se encuentran ele-mentos como cromo, manganeso, molibdeno, vol-framio, vanadio, titanio, circonio y niobio (Cr, Mn,Mo, W, V, Ti, Zr y Nb). La cantidad de carburo pre-cipitado o disuelto en la matriz como solución sóli-da viene expresada por el producto de solubilidaddel compuesto en el acero [2].

Durante el proceso de enfriamiento, los elementosde aleación tienen influencia sobre la cinética detransformación de la austenita en fases metaesta-bles, como martensita, bainita y perlita [1]. En elrango comprendido entre 700 y 500 ºC los elemen-tos formadores de carbono ralentizan la transfor-mación de austenita a perlita, siendo el procesomás acusado entre los 500 y 400 ºC. Desde los 400ºC hasta los 300 ºC, los elementos formadores decarburo aceleran la transformación bainítica [2]. Eneste rango de temperaturas los carburos actúancomo zonas preferentes de nucleación de la baini-ta, disminuyendo la energía promedio necesariapara la generación de los núcleos [3].

Las tensiones térmicas y las variaciones microes-tructurales durante el enfriamiento producen va-riaciones dimensionales en los aceros [4,5]. Para a-segurar una buena estabilidad dimensional, sonnecesarios una baja velocidad de enfriamiento yun control del tamaño de grano austenítico duran-

Estudio de la estabilidad dimensionalde un acero microaleado con Nb y VPPoorr GGeerraarrddoo CCoonneejjeerroo OOrrtteeggaa((11)),, BBeerrnnaarrddoo JJ.. FFeerrnnáánnddeezz GGoonnzzáálleezz((22)),,MMoonnttsseerrrraatt PPiicchheell MMaarrttíínneezz((11)),, RRaaffaaeell BBaarreeaa DDeell CCeerrrroo((11)),, NNuurriiaa CCaannddeellaa VVáázzqquueezz((11)) yyMMaannuueell CCaarrssíí CCeebbrriiáánn((22))

((11)) EEssccuueellaa PPoolliittééccnniiccaa SSuuppeerriioorr ((EEPPSS)) UUnniivveerrssiiddaadd NNeebbrriijjaa,, MMaaddrriidd,, EEssppaaññaa..((22)) CCeennttrroo NNaacciioonnaall ddee IInnvveessttiiggaacciioonneess MMeettaallúúrrggiiccaass,, ((CCEENNIIMM)),, MMaaddrriidd,, EEssppaaññaa..

te el proceso de austenización y el enfria-miento posterior.

El proceso de enfriamiento en hornos con at-mósfera controlada de nitrógeno presenta ven-tajas respecto al enfriamiento en aceite o en a-gua [5]. En primer lugar, la velocidad deenfriamiento es lo suficientemente baja para re-ducir el riesgo de fractura del material por ten-siones térmicas. En segundo lugar, el valor de lavelocidad de enfriamiento puede adaptarse alvalor más adecuado para cada tipo de materialvariando la presión del gas introducido. Por últi-mo, la presencia de nitrógeno puro durante elenfriamiento evita la oxidación del material.

La efectividad de los carburos como elementoendurecedor depende de la distribución y deltamaño del precipitado [2,6]. Un aumento dela concentración de carburos precipitados au-menta la dureza del material, debido a que fi-jan el grano por su oposición al avance de lasfronteras del mismo. La dispersión de precipi-tados de pequeño tamaño implica un mayornúmero de elementos que obstaculizan el a-vance o crecimiento de grano [2]. Los carbu-ros y carbonitruros que genera la presenciade vanadio y niobio pueden ser controladosde forma que cumplan estos requisitos. Por lotanto, los aceros aleados con niobio y vanadiopresentan una mejora de propiedades físicascon respecto a otros aceros [7,8]. La mayor so-lubilidad del vanadio hace que la formación yprecipitación de su carburo primario corres-pondiente VC, adquiera más importancia enel endurecimiento secundario durante proce-sos térmicos posteriores al enfriamiento [9].

El objetivo de este trabajo es el estudio de laestabilidad dimensional de un acero experi-mental con Nb y V, comparando los resulta-dos con los obtenidos en el análisis de un ace-ro comercial sin estos elementos de aleación.

2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL

Los materiales utilizados en este estudio fue-ron un acero comercial 0,12% C (acero 1) y unacero experimental con una composición de0,22% C y aleado con Nb y V (acero 2) (Tabla1). El acero 2 fue obtenido a partir de una cola-da realizada en un horno de atmósfera con-trolada de 70 kilos de capacidad. El materialfue conformado en lingotes en forma de pa-lanquilla con diámetro de 65 milímetros.

En la evaluación de la estabilidad dimensional seemplearon probetas como la mostrada en la Fig. 1.Cada probeta es de forma circular abierta, con trescírculos equidistantes. Las medidas realizadas enlas probetas se llevaron a cabo en un microscopioNikon MM-1. En cada círculo de la probeta se mi-dieron dos veces la posición de cuatro puntos equi-distantes. Sobre estas probetas se realizaron diver-sas medidas antes y después de los tratamientostérmicos. El análisis de la estabilidad dimensionalse realizó estimando la variación media de los diá-metros de los círculos, de las distancias entre loscentros de cada círculo y de los ángulos del trián-gulo formado por los lados que unen los centros decada círculo.

La primera aproximación [10] de la posición del

centro del círculo se calcula con el máximo y míni-mo valor de cada coordenada (1).

(1)

donde XC0, YC0 son las coordenadas del centro delcírculo. El algoritmo informático introduce un pa-rámetro ∆ con un valor inicial de 0,1 mm y calculael siguiente grupo de nueve combinaciones posi-bles.

(2)

El programa escoge el par de coordenadas que mini-miza la expresión de la varianza (3). El par (xc, yc)sustituye a los valores (XC0, YC0) (2) y el parámetro∆ se reduce a la mitad de su valor inicial. Una vezhecho esto, el proceso vuelve a comenzar. Cuandoel valor de ∆ alcanza un valor menor que la sensibi-


22

Fig. 2. Horno de atmós-fera controlado de N2

para los tratamientosT1 y T2.

Tabla 2. Tratamientos tér-micos aplicados a las probe-tas de Acero 1 y Acero 2.

Tabla 1. Composiciones delas probetas a estudio.

Fig. 1. Probeta tipo utilizadas en los ensayos de estabilidad di-mensional.

entre los centros de cada círculo y de los ángulos deltriángulo formado por los lados que unen los centrosde cada círculo. Se realizó un estudio estadístico delos datos obtenidos. Las variaciones obtenidas en ca-da una de las medidas indicaron el grado de estabili-dad radial, lineal y angular, respectivamente.

(4)

Se realizaron dos tratamientos térmicos T1 y T2(Tabla 2) que consistieron en un calentamiento a

lidad del microscopio (1µm), el algoritmo finaliza yregistra el valor último (xcFINAL, ycFINAL) como lascoordenadas del centro del círculo. El radio se calcu-la aplicando su ecuación fundamental (4).

(3)

La comparación de estos datos, antes y después deltratamiento térmico, permite el cálculo de la varia-ción de los diámetros de los círculos, de las distancias


Fig. 3. Metalografías de losaceros 1 (A) y 2 (B) en el es-tado de recepción.

una temperatura de austenización durante 1 horay posterior enfriamiento en un horno de atmósferacontrolada de nitrógeno y pared fría (Fig. 2), segui-do de un revenido a 180 ºC durante 1 hora en unhorno de estufa. La diferencia entre el tratamientoT1 y T2 fue la temperatura de austenización de 860ºC y 900 ºC, respectivamente. Una vez realizadoslos tratamientos térmicos, se midieron las durezasRockwell C (HRC) de las probetas con una carga a-plicada de 150 Kg en un durómetro universal Wil-son Rockwell/Hardness Tester series 500.

3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN

En las metalografías obtenidas para los aceros en es-tado de recepción, se observa que el acero 1 (Fig. 3A)tiene una estructura ferrítico-bainítica, con mayorproporción de ferrita (zona clara). En el acero 2 (Fig.3B) se observa una microestructura abundante enbainita (zona oscura) con zonas de ferrita residual.

Los aceros recibidos se sometieron a los tratamien-tos térmicos T1 y T2 descritos en el procedimientoexperimental. Las metalografías obtenidas des-pués de estos tratamientos se muestran en la Fig.4. La probeta de acero 1 sometida al tratamientotérmico T1 (Fig. 4A) presenta una microestructurabainítica (zona oscura) que crece a lo largo del gra-no ferrítico (zona blanca). La cantidad de bainitaobservada es mayor que en la muestra sin tratar(Fig. 3A). Esta microestructura se formó también en

el tratamiento T2 (Fig. 4B). En la probeta de acero 2sometida al tratamiento T1, se observa una micro-estructura formada por una mezcla de bainita ymartensita (zona grisácea) (Fig. 4C). Esta microes-tructura también se formó en el tratamiento T2(Fig. 4D). Por lo tanto, el acero 1 presenta una es-tructura bainítica-ferrítica, y el acero 2 una estruc-tura martensítica-bainítica.

La dureza medida en cada uno de los aceros des-pués de los tratamientos T1 y T2 se observa en laFigura 5. En el acero 1, la dureza antes del trata-miento fue registrada en torno a 25 HRC según elproveedor. Después del tratamiento térmico T1, elvalor medido fue de 22 HRC, por debajo del valorpromedio mínimo de la bainita (30 HRC). La pre-sencia de una fase blanda como la ferrita [11] dis-minuye la dureza de la probeta. Después del trata-miento T2 se verificó un valor idéntico de dureza,por lo que una diferencia de 40 ºC en la temperatu-ra de austenización no influyó en la dureza del a-cero 1 [1]. La dureza medida en el acero 2 en estadode recepción fue de 35 HRC. Tras los tratamientosT1 y T2 el valor medido fue 45 HRC. Estos dos valo-res son inferiores al valor medio de dureza de unaestructura martensítica en un acero de esta com-posición (50 HRC) [] y superiores al valor medio dedureza de una estructura bainítica. Al igual que enel acero 1, un aumento de 40 ºC en la temperaturade austenización no supuso un cambio en la dure-za del acero 2. En todas las medidas de dureza rea-


24

Fig. 4. Micrografías obtenidastras los tratamientos térmicosT1 (A y C) y T2 (B y D) para elacero 1 (parte izquierda, A y B)y el acero 2 (parte derecha, C yD).

miento T1. Durante el proceso de registro de medi-das se observó que las probetas de acero 1 presenta-ban cierto grado de oxidación en los bordes de loscírculos de medida, debido a la menor presencia decromo en la composición del acero 1 [2].

En la Fig. 7 se muestra la variación media de la dis-tancia entre círculos. Se observa que la variación nosuperó el 0,25 % en ninguno de los dos tratamientos.

lizadas el valor de la dispersión no superó el 5%.

En el estudio de la variación media de los diámetrosde los círculos (Fig. 6), se observa que en los aceros 1y 2 el valor no supera el 1,2 % después de los trata-mientos térmicos T1 y T2. En el tratamiento T1, lavariación del acero 1 fue superior a la del acero 2 demanera significativa. En ambos aceros la variaciónfue menor después del tratamiento T2 que del trata-


Fig. 5. Durezas medidas del a-cero 1 y acero 2 después de lostratamientos T1 y T2.

El acero 1 y el acero 2 mostraron una variación simi-lar. El valor máximo de la variación media angular(Fig. 8) no superó el 0,55 %.en ninguno de los dos tra-tamientos. La variación angular del acero 2 es me-nor que la del acero 1 después del tratamiento T1 ysimilar después del tratamiento T2.

Estos resultados demuestran la alta estabilidad di-mensional del acero 2 a pesar de producirse transfor-mación martensítica después de los tratamientostérmicos T1 y T2. La rapidez de la transformación porsu naturaleza no difusiva y los cambios dimensiona-les en el parámetro de red de la microestructura, pro-vocan que la transformación austenitamartensita

sea crítica para la estabilidad dimensional [11]. En elacero 1 no ha habido transformación austenita-mar-tensita después de los dos tratamientos. Sin embar-go, el acero 2 presenta una mejor estabilidad dimen-sional del diámetro de los círculos después deltratamiento T1 y una estabilidad lineal y angular si-milar que la del acero 1, lo cual es representativo delas propiedades estabilizantes de los elementos de a-leación utilizados en el presente estudio.

4. CONCLUSIONES

— El enfriamiento en atmósfera controlada de ni-trógeno en los tratamientos T1 y T2 produce


26

Fig. 6. Variación media del diáme-tro de los círculos del acero 1 y delacero 2.

Fig. 7. Variación media de la dis-tancia entre círculos del acero 1 ydel acero 2.

Fig. 8. Variación media angular delacero 1 y del acero 2.

transformaciones bainíticas en el acero 1 ymartensíticas en el acero 2.

— La variación media de la distancia entre cír-culos y angular en el acero 1 y en el acero 2es baja, por debajo del 0,2% en el primer ca-so y del 0,6% en el segundo.

— La variación media del diámetro de los círcu-los fue significativa en el acero 1 después deltratamiento T1 con un valor de 1,2%.

— El acero 2 mantiene una mejor estabilidad di-mensional del diámetro, lineal y angular queel acero 1 tras ser sometido a los tratamientosT1 y T2. Las transformaciones microestructu-rales durante los tratamientos térmicos nohan causado distorsiones significativas en elacero 2.

— La variación de 40 ºC entre el T1 y el T2 no a-fecta a la estabilidad dimensional del acero 2.

5. AGRADECIMIENTOS

Este trabajo ha sido subvencionado por el Minis-terio de Ciencia e Innovación del Gobierno de Es-paña mediante el proyecto PET2007_0475_02.

6. REFERENCIAS

[1] C. Viáfara y J.M. Vélez (2005). Ingeniería y Ciencia 1:83.

[2] M. Maalekian (2007). The effects of Alloying Elementson Steels (I). Ed. Technische Universität Graz.

[3] G.I. Rees, J. Perdrix, T. Maurickx y H.K.D.H. Bhadeshia(1995). Materials Science and Engineering A 194: 179.

[4] N. Fujita y H.K.D. H. Bhadesia (2001). Materials Scien-ce and Technology 17, 403.

[5] Varios autores (1993). Quenching and Carburising:Proceedings of the Third International Seminar ofInternational Federation for Heat Treatment andSurface Engineering. Ed. The Institute of Materials,Londres.

[6] T. Gladman (1966). Proceeding of the Royal Society294: 298.

[7] E. Bemont, E. Cadel, P. Maugis y D. Blavette (2004).Surface and Interface Analysis. 36: 585.

[8] M. Pérez et al. (2007). Philosophical Magazine Letters87: 645.

[9] F. Jeglitsch (2001). International Symposium on Nio-bium, Orlando, EEUU: 1001.

[10] B.J. Fernández, J. Damborenea y J. Ruiz (2002). Mate-rials and Design 23: 377.

[11] J. Apraiz Barreiro (1985). Tratamientos Térmicos delos Aceros 8ª Ed. Editorial Dossat, Madrid.

Ponencia presentada en el XII Congreso Tratermat(Octubre 2010). Publicada con la autorización

expresa de la Dirección del Congreso y los autores.


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La industria aeroespacial europea, representa-da por medio centenar de los máximos res-ponsables de Calidad de las principales em-

presas aerospaciales, se reunió los días 16 y 17 demarzo, bajo el auspicio de los anfitriones HEGAN(Asociación Cluster de Aeronáutica y Espacio delPaís Vasco) y la empresa ITP, representante de laindustria aeroespacial vasca en el grupo de calidadEAQG. El objetivo de esta Asamblea General fuecontinuar impulsando el despliegue en el sectoreuropeo de las líneas estratégicas acordadas a ni-vel mundial por el Grupo Internacional de CalidadAeroespacial –IAQG-.

EAQG engloba a las 34 mayores compañías aero-náuticas de Europa, Oriente Medio, Rusia y África y10 asociaciones nacionales. Es la agrupación de ca-lidad de la Asociación de Industrias Aeroespacialesy de Defensa de Europa- ASD, y representa al sec-

tor europeo en el IAQG -el Grupo Internacional deCalidad Aeroespacial-, junto al sector de América(AAQG) y de Asia-Pacífico (APAQG).

El propósito de estas sesiones de EAQG es la pues-ta en marcha de iniciativas que supongan mejorassignificativas de la Calidad, Seguridad y reducciónde los Costes en la cadena de aprovisionamiento através del establecimiento de actividades de coo-peración, basadas en el objetivo de lograr la con-fianza entre las empresas aeroespaciales interna-cionales. Los objetivos son:

• Establecer normas y requisitos comunes de cali-dad en aviación, espacio y defensa.

• Implantar procesos de mejora continua para pro-ductos y procesos en toda la cadena de suministro.

• Establecer métodos para compartir mejoresprácticas.

La industria aeroespacial europea

Noticias Tratermat

Estimados amigos:

Han pasado ya unos meses desde la clausura oficialdel Congreso TRATERMAT 2010 y, a partir de ahora,habrá que ir pensando ya en la próxima edición. Noobstante, no querría despedirme de vosotros sin ex-presaros, una vez más, nuestro agradecimiento a to-dos los participantes, por vuestras valiosas aporta-ciones y el buen ambiente al que tanto contribuisteis.

Como recuerdo del evento hemos subido a la páginaweb del Congreso (http://www.tratermat2010.com/)una galería fotográfica de los distintos actos cele-brados, así como un resumen de las apariciones enprensa y revistas especializadas. Os invito a que vi-sitéis de nuevo esta página, para que esta documen-

tación os sirva de recuerdo de vuestra estancia enPamplona.

Hemos cargado también la presentación de MaríaLuisa Castaño, Subdirectora General de Estrategiasde Colaboración Público-Privadas del Ministerio deCiencia e Innovación (MICINN), sobre la EstrategiaEstatal de Innovación, a la que podréis acceder des-de el Logo de la E2i que encontraréis al lado del delMICINN en la sección de Entidades Colaboradoras.

Recibid mi más cordial saludo y ¡hasta siempre!

Dr. Rafael J. RodríguezCentro de Ingeniería Avanzada de Superficies

Departamento de I+D


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representada en este comité por Jesús Murga, Di-rector de Calidad y Medio Ambiente de ITP y Secre-tario del Comité de Calidad de HEGAN. Esta iniciati-va pionera de cooperación permite a las empresasasociadas beneficiarse de la participación en esteforo, principal objetivo de HEGAN.

Papel pionero de HEGAN en certificaciónaeroespacial en Europa

Desde su propia creación, HEGAN constituyó el Co-mité de Calidad con el fin de proporcionar orienta-ción en materias relacionadas con la obtención dela calidad de los productos y servicios, y en la ges-tión óptima de las empresas del Clúster.

Esta preocupación del sector aeroespacial vasco pordar una respuesta de calidad y la existencia en a-quel momento de multitud de estándares y certifi-caciones, le llevó en 1999 a impulsar el desarrollo deuna norma de calidad propia, aunando criterios delas normas ISO 9000:94, por un lado, y de la indus-tria aeroespacial europea y americana, por otro. Lanorma, denominada HEGAN 9000, surgida en el se-no del Clúster por la colaboración entre sus empre-sas miembros, ha servido de referencial para la cer-tificación de la industria aeronáutica vasca y le hapermitido partir de una posición de privilegio antela adopción por parte de la industria aeronáutica in-ternacional de la creación del referencial internacio-nal EN 9100, de obligado cumplimiento. Esta EN9100 añade a la norma internacional ISO 9000:2000unos 80 requisitos aeroespaciales específicos y 18ampliaciones de los párrafos de la ISO 9001:2000.

Actualmente, el 100% de los socios de número de laasociación clúster cuentan con la certificación de ca-lidad aeronáutica EN9100, así como la certificaciónNADCAP de procesos especiales. Estos datos mues-tran que las empresas asociadas a HEGAN se encuen-tran liderando este proceso en el sector europeo.

• Coordinar iniciativas y actividades con las agen-cias reguladoras y gobiernos.

El Programa de Trabajo de la reunión de Bilbao in-cluiyó, entre otros temas, el seguimiento de las dis-tintas iniciativas planificadas y se debatieron nue-vas propuestas que contribuyan al desarrollo de laestrategia del sector. Asimismo, se dedicó una par-te de la agenda a la revisión de las actividades rela-cionadas con Procesos de Mejora de la Calidad, Me-jora de Capacitación de las personas, Situación dela base de datos Oasis, Estrategias de Mejora de re-laciones con autoridades (FAA y EASA), Estrategiasde incremento de relaciones con agentes de Espa-cio y Defensa y Mantenimiento, etc. Uno de los te-mas prioritarios de debate será igualmente la pre-paración de la Asamblea General de IAQG, que sedesarrollará en mayo en Estados Unidos.

Entre los representantes del EAQG se encuentranmáximos responsables de calidad de organizacio-nes como Advanced Electronics Company, AgustaWestland, AIRBUS, AIRBUS MILITARY, Alenia Ae-ronautica, Avio, BAE Systems, Cassidian, EADS As-trium, Elbit Systems, Eurocopter, Fokker Aerospa-ce, GE Aviation Systems, Hispano Suiza, IsraelAerospace Industries, Liebherr Aerospace, MBDA,Meggitt, Messier-Dowty, MTU, PFW, Rafael, Rolls-Royce, SAAB, Safran, Sagem, Snecma, Sonaca, lacompañía rusa Sukkoi, Thales, Turbomeca, VolvoAero y Zodiac Aerospace. Asimismo, se contarácon la participación de miembros de otras organi-zaciones como la Asociación Europea de IndustriasAeroespaciales, de Defensa y Espacio (ASD) y otrasorganizaciones nacionales.

La participación de HEGAN en EAQG se enmarca ensu papel protagonista en el área de calidad. En el a-ño 2003 se convirtió en la primera Asociación Re-gional aeroespacial miembro de IAQG (Internacio-nal Aerospace Quality Group), a través de EAQG(European Aeroespace Quality Group). HEGAN está

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de empresas metalúrgicas, particularmente, del sector auxiliardel automóvil. Otras han sido impartidas, también, a alumnos deescuelas de ingeniería y de formación profesional.

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32

En el “Bright Worls of Metal” y en cuanto a an-tigüedad, tras GIFA hay que nombrar aTHERMPROCESS, que se estrenó en Düssel-

dorf en 1974. Se le define como la abrazadera tec-nológica de sus compañeras, GIFA,METEC y NEWCAST, y es hoy la fe-ria líder mundial de hornos indus-triales y tecnologías para procesosde producción térmicos. Es tam-bién el motor de su sector y lasempresas adaptan sus ciclos de in-novación al ritmo de THERMPRO-CESS. Empezó sus andanzas en1974 y ha crecido sin parar durante36 años, llegando ahora a unos 300expositores. Si al principio la inter-nacionalidad se ciñó al 20%, en2007 se alcanzó un buen 42%. En cuanto a los visi-tantes, las internacionalidad creció desde un 25%(1974) hasta el 45% (2007). Con estas cifras, THERM-PROCESS alcanza una clara marca de calidad ferial.Hace cuatro años, se contaron más de 7.000 visi-tantes profesionales. La feria ofrece un programade actos de prestigio con su Simposio que lleva sunombre y el “Feuerfest-Kolloquium”, el coloquiosobre refractarios.

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materiales para la construcción de hornos, la pro-ducción de gas, componentes para la fusión, obombas, protección y ergonomía del puesto de tra-bajo integradas, como también soluciones para eluso razonable de la energía y de los recursos.

Hochkarätiges Rahmenprogramm

"Bright World of Metals” no se limita a ser el hitotecnológico y ferial de sus respectivos sectores, si-no que convence por una serie de programas de ac-tos muy atractivos, todos con orientación interna-cional y con el inglés como segundo idioma detrabajo. Puesto que las cuatro ferias temáticamentetienen engranajes enlazados, todos sus destacadosforos y congresos se erigen en puntos de encuentro,fuente de nuevos impulsos e indicadores de rumbopara todo este amplísimo sector.

THERMPROCESS 2011:Feria monográfica y líder mundialde hornos industrialesy tecnologías para procesosde producción térmicos


33

Básicamente, los procesos de tratamiento decalor deben describirse en función de cuatrocampos técnicos que se combinan para crear

la instalación apropiada:

1) Calentamiento.

2) Regular un gas o un ambiente al vacío.

3) Refrigeración.

4) Asegurar la mecanización de las piezas.

Además, también deben tenerse en cuenta las li-mitaciones existentes antes y después: flujo de laspiezas, manipulación de las piezas, procesos pos-teriores... para asegurar todos los aspectos econó-micos y de producción.

A pesar de que se ha probado que las tecnologías devacío son seguras en muchos casos, vamos a explicartres procesos alternativos que suelen realizarse al va-cío. En lo referente al vacío, el primer ejemplo ofreceunas propiedades mecánicas mejoradas, el segundoy el tercer ejemplo muestran que pueden reducirsedrásticamente los costes al aumentar la producción ylimitar las operaciones de manipulación.

1. Endurecimiento de molde

El endurecimiento de moldes de trabajo en calien-te para alta dureza (p. ej. 1.2365, 1.2343, 1.2344) esmuy sensible, y deben tenerse en cuenta los si-guientes aspectos: evitar la precipitación de carbu-ros, evitar la descarburación y la carburación, ycontrolar las fases de calentamiento y templado. Elenfriamiento (templado) deberá obedecer los si-guientes requisitos:

• Índice de enfriamiento: 40 °C por segundo comomínimo, para evitar la precipitación de carburos.

• Permitir una homogeneidad perfecta en el enfria-miento (evitando la distorsión y el estrés residual).

• La estructura final debe ser martensítica con loscarburos proeutécticos.

Las mejores soluciones para cumplir con los requi-sitos de enfriamiento y obtener las mejores propie-dades mecánicas es templar/endurecer en salesfundidas:

• Índice de enfriamiento muy elevado, si así se so-licita en el diagrama CCT.

• Flexibilidad: temperaturas de 180 a 550 °C, velo-cidad de fluido.

• Sin variación del coeficiente de transferencia decalor (fase de vapor, etc.).

• Evitar cualquier formación de bainita (caídadrástica de las propiedades mecánicas de hastaun 20 – 25%).

• Homogeneidad de enfriamiento perfecta a travésde toda la parte o carga.

• Reproductibilidad de los parámetros y resultadosdel tratamiento.

PROFITHERM LINE, los hornos de tratamiento múl-tiple de SOLO Swiss permiten la integración dehornos campana bajo una atmósfera neutra o con-trolada, que funcionan conjuntamente con los tan-ques de temple de sal. Dicho sistema también per-mite el proceso conocido como proceso de "dobletemplado" para optimizar las propiedades mecáni-cas. En lo referente al tratamiento en vacío, estanueva técnica permite un mejor control de todoslos parámetros de tratamiento y unas mejores pro-piedades mecánicas, junto con una distorsión limi-tada. Además, está disponible el lavado en sal enun circuito cerrado con recuperación de sal.

Algunas alternativas modernasa la tecnología de tratamientode calor al vacíoPPoorr DDrr.. DDiippll.. IInngg.. TThhiieerrrryy SSppeerriisseenn.. SSOOLLOO SSwwiissss GGrroouupp

producción se ven drásticamente reducidos y se a-segura la flexibilidad de la instalación.

3. Nitruración de aceros y acerosinoxidables con capa controlada

Se suele pensar que sólo la nitruración por plasmapermite controlar todos los parámetros del procesopara así regular el tipo y naturaleza de la capa de ni-truración que se forma. Sin embargo, recientes in-vestigaciones científicas han demostrado que pue-den obtenerse resultados similares y reproduciblesmediante la nitruración gaseosa. Por lo tanto, sepuede controlar el tipo (alfa, lambda o épsilon) asícomo sus respectivas cinéticas de crecimiento.

Las instalaciones de nitruración SOLO Swiss estándiseñadas para cumplir con todos los requisitosimpuestos por las investigaciones científicas y laproducción a nivel industrial. El nuevo control deprocesos Axron Swiss gestiona todos los cálculos yparámetros de proceso.

Además, SOLO Swiss ha desarrollado nuevos pro-cesos para la nitruración de acero inoxidable.

Como resultado, se puede prescindir de todas lasprecauciones de manejo y colocación, necesariascuando se utiliza la nitruración por plasma y, ade-más, las piezas pueden ser tratadas en bloque, porlo que el proceso puede ser totalmente automático.

Comparada con la nitruración por plasma, estanueva generación de plantas de nitruración pre-senta una mayor flexibilidad y productividad, yaque las celdas de nitruración también permiten lanitrocarburación con post-oxidación y pueden serasociadas con celdas de enfriamiento.

2. Soldadura dura de acero inoxidableen aleación de cobre a una T > 1.130 °Cde piezas grandes (p. ej, intercambiadorestérmicos)

En el vacío, el nivel de producción se ve afectadopor la mecanización de las partes mediante losprocesos de tratamiento térmico (discontinuos).Por otro lado, el transporte de piezas pesadas atemperaturas altas usando una correa no es reco-mendado, ya que la correa se deformará y tendráun ciclo de vida útil corto.

La solución SOLO Swiss para este problema es usarrodillos de dirección montados en un horno her-mético al gas bajo una atmósfera controlada. Estatecnología ofrece muchas ventajas ya que la tasade producción es muy elevada, no es necesario ca-lentar y enfriar los métodos de transporte (correas,plataformas), y están disponibles dispositivos decalentamiento tanto eléctricos como a gas.

Dicha técnica puede aplicarse hasta a 1.200 °C bajocualquier tipo de atmósfera controlada. Esta tecno-logía de transporte por rodillos permite tambiéncontrolar el movimiento de las piezas a través delcanal a varias velocidades locales, según los requi-sitos metalúrgicos específicos.

Como resultado de todo lo anterior, los costes de

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teral.• Control independiente de la combustión en cada cáma-

ra.• Equipo de regulación y control de todos los movimien-

tos.


36

RESUMEN

Los aceros duales (DP) forman parte de la primerageneración de aceros avanzados de alta resistencia(AHSS). La microestructura de estos aceros estáformada por diferentes contenidos de martensitaen una matriz ferrítica, aunque también puedencontener bainita y un pequeño porcentaje de aus-tenita retenida.

Estos aceros poseen elevadas resistencias mecáni-cas, elevados coeficientes de endurecimiento y u-na buena aptitud al conformado por estirado. Ade-más se pueden galvanizar y soldar con relativafacilidad, lo que explica su fuerte implantación enel sector de automoción.

Estos materiales se suelen obtener mediante re-cocido continuo de producto laminado en frío.Cada uno de los parámetros de este tratamientotérmico juega un papel clave en la configuraciónmicroestructural final de estos aceros y, por lotanto, en sus propiedades mecánicas y de confor-mabilidad.

Se ha empleado la técnica dilatométrica para si-mular diferentes ciclos de recocido en un aceroDP800 variando los parámetros más significativos.En el presente trabajo se ilustra la evolución mi-croestructural del acero durante un ciclo de recoci-do industrial. Así mismo, se muestra la influenciade los diferentes parámetros de este tratamientotérmico en su configuración microestructural finaly propiedades mecánicas.

1. INTRODUCCIÓN

El desarrollo de vehículos más ligeros y seguros haexperimentado un impulso importante en los últi-mos años gracias al desarrollo de aceros avanza-dos de alta resistencia (AHSS). Los aceros duales(Dual-phase) pertenecen a la primera generaciónde esta familia de aceros. Su microestructura estáformada por diferentes contenidos de martensitaen una matriz ferrítica, aunque también puedencontener bainita y un pequeño porcentaje de aus-tenita retenida.

Estos aceros poseen elevadas resistencias mecáni-cas, elevados coeficientes de endurecimiento y u-na buena aptitud al conformado por estirado. Ade-más se pueden galvanizar y soldar con relativafacilidad, lo que explica su fuerte implantación enel sector de automoción.

Aunque se pueden obtener directamente mediantelaminación en caliente, estos materiales se suelenproducir mediante recocido continuo de productolaminado en frío. Cada uno de los parámetros deeste tratamiento térmico juega un papel clave en laconfiguración microestructural final de estos ace-ros y, por lo tanto, en sus propiedades mecánicas yde conformabilidad [1].

El ciclo de recocido típico para producir este tipo deaceros se presenta en la Fig. 1 y consiste en las si-guientes etapas: calentamiento hasta la región in-tercrítica durante el que se produce la recristaliza-ción de la ferrita, la disolución de la cementita y laformación de austenita, mantenimiento a la tempe-

Simulación dilatométricadel recocido en continuode aceros dualesPPoorr DD.. AAllvvaarreezz((11)) yy JJ.. MM.. AArrttiimmeezz((11))

((11)) FFuunnddaacciióónn IITTMMAA,, AAssttuurriiaass,, EEssppaaññaa

En el presente estudio se ha empleado la técnicadilatométrica para simular diferentes ciclos de re-cocido en un acero DP800 variando los parámetrosmás significativos del ciclo de recocido. Tambiénse ilustra la evolución microestructural del acerodurante un ciclo de recocido industrial y se mues-tra la influencia de los diferentes parámetros deeste tratamiento térmico en su configuración mi-croestructural final y propiedades mecánicas [5].

2. EXPERIMENTAL

Como material de partida se ha utilizado un aceroindustrial laminado en caliente hasta 8 mm de es-pesor cuya composición se presenta en la Tabla 1.Se trata de un acero al Mn de bajo carbono aleadocon Mo y microaleado con Ti. Inicialmente el acerofue sometido a un tratamiento de recocido subcrí-tico a 690 ºC durante 24 horas para facilitar su la-minación en frío hasta 1 mm de espesor. Para ello,se ha utilizado el laminador en frío BLUG. Del ma-terial laminado en frío se mecanizaron probetasdilatométricas de 10 mm de longitud en la direc-ción de laminación y de 4 mm de ancho. Los ensa-yos dilatométricos se realizaron en un dilatómetrode temple y deformación BAHR 805 A/D. Cada pro-beta fue embutida, pulida y atacada para revelar sumicroestructura en la sección longitudinal de la-minación. Complementariamente, se realizarondurezas Vickers con una carga de 10 Kg.

Con el objetivo de conocer las temperaturas de ini-cio y fin de transformación austenítica (Ac1 y Ac3),

ratura de recocido durante la que la transformaciónaustenítica sigue progresando a partir de la ferrita y,finalmente, una etapa de enfriamiento. El enfria-miento desde la temperatura de recocido, como i-lustra la Fig. 1, puede seguir dos rutas diferentes. Elenfriamiento puede ser continuo y relativamenterápido hasta temperatura ambiente, seguido de untratamiento de sobreenvejecimiento o puede inte-rrumpirse en el rango de la transformación bainíticasiguiendo un ciclo similar al que se produce en unalínea industrial de recocido y galvanizado en conti-nuo. En el primer ciclo, el rápido enfriamiento (nor-malmente temple con agua) que sufre el acero impi-de la descomposición parcial de la austenita enferrita, de tal forma que la microestructura final estáformada esencialmente por martensita en una ma-triz ferrítica. En el segundo caso se suelen empleartemperaturas de recocido más elevadas y un enfria-miento más lento (en algunas líneas de recocido endos etapas) hasta la temperatura de transformaciónbainítica, por lo que la austenita intercrítica sueleexperimentar un proceso de descomposición parcialen ferrita. En este caso, y en función de la tempera-tura y tiempo de este segundo mantenimiento, lamicroestructura contiene también diferentes conte-nidos de bainita. Durante el enfriamiento subsi-guiente tiene lugar la transformación de la austenitaresidual en martensita [2].

Desde el punto de vista de la composición química,los aceros DP pueden considerarse como aceros debajo contenido en carbono (<0.2 % peso) aleadoscon manganeso, en algunos casos con silicio (en-durecimiento por solución sólida de sustitución) yen otros casos microaleados (principalmente nio-bio como afinador de grano). El cromo, molibdeno,vanadio y níquel, sólos o en combinación, tambiénse pueden añadir a estos aceros para aumentar latemplabilidad de la austenita [3, 4].

Fig. 1. Ciclos de re-cocido típidos paraproducir aceros dua-les (dual-phase).

Tabla 1. Composición química del acero (% en peso).


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se realizó un calentamiento hasta 900 ºC a 5 ºC/s,que es la velocidad de calentamiento utilizada enla simulación de los ciclos de recocido y similar a laque se alcanza en algunas líneas industriales derecocido y galvanizado en continuo.

Asimismo, se realizó un estudio de la influenciade los parámetros de recocido, tales como la tem-peratura de recocido (T1), el tiempo de recocido(t1) y la velocidad de enfriamiento (Ve), en la mi-croestructura y dureza del material. Para ello sesometió a las probetas dilatométricas a diferentesrecocidos intercríticos, tal y como se muestra enla Fig. 2.

tratamiento térmico de las muestras en el simula-dor de recocido en continuo.

Se empleó una velocidad de calentamiento de 5 ºC/shasta 820 ºC. Tras un mantenimiento de 60 s lasmuestras fueron enfriadas utilizando tres velocida-des de enfriamiento diferentes (20, 35 y 70 ºC/s) has-ta 450 ºC, se mantuvieron a esta temperatura duran-te 30 s y se sometieron a un enfriamiento final de 10ºC/s. Además, se realizó un enfriamiento continuo a35 ºC/s hasta temperatura ambiente y otros 2 enfria-mientos realizados a la misma velocidad de enfria-miento, ambos interrumpidos por mantenimientosa 450 ºC de 30 y 300 s tras los cuales las muestrasfueron enfriadas a 10 ºC/s hasta temperatura am-biente. Las muestras obtenidas fueron caracteriza-das mediante ensayos de tracción y se llevó a caboun estudio microestructural mediante microscopíaóptica, con el fin de correlacionar la microestructuracon las propiedades mecánicas.

3. RESULTADOS

En la Fig. 4 se muestra la microestructura del acerolaminado en caliente hasta 8 mm, que consiste


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Fig. 2. Ciclos térmicos utilizados para analizar la influencia dela temperatura y tiempo de recocido.

Posteriormente se extrajeron muestras de 130 mmen la DL y de 25 mm de ancho. Las muestras fueronsometidas a diferentes ciclos de recocido en un si-mulador de recocido en continuo (RHESCA), con elfin de estudiar la influencia de la ruta de enfria-miento en las propiedades mecánicas. En la Fig. 3se muestran los parámetros empleados durante el

Fig. 3: Ciclos térmicos aplicadosmediante el simulador de recocidoen continuo para estudiar la in-fluencia de la ruta de enfriamientodesde 820 ºC (60 s de manteni-miento). Enfriamientos a velocida-des (Ve) de 20, 35 y 70 ºC/s inte-rrumpidos a 450 ºC durante 30 s yseguidos de un enfriamiento final a10 ºC/s (a) y enfriamiento continuoa 35 ºC/s interrumpido a 450 ºCdurante 30 y 300 s seguido de unenfriamiento final a 10 ºC/s (b).

Fig. 4. Microestructuras del acero laminado en caliente. Nital 2%.

La Fig. 7 representa la evolución de la contracción dela probeta dilatométrica asociada a la transformaciónisotérmica de la austenita durante 120 s en funciónde la temperatura de recocido. A 830 y 840 ºC se pue-de observar una rápida contracción durante los pri-meros 20 s, mientras que a temperaturas inferiores(pertenecientes al rango intermedio de temperaturasintercríticas) la cinética de transformación es máslenta. En todos los casos se aprecia que la contracciónsigue progresando al cabo de los 120 s, lo que pone demanifiesto que el tiempo de recocido habitualmenteempleado en las líneas industriales de recocido, no essuficiente para alcanzar las condiciones de equilibrio.Como se verá posteriormente, dicha contracción estáasociada a la formación de austenita (téngase encuenta que la dilatometría no permite discriminar lacontracción asociada a la formación de austenita, dela producida por otros fenómenos como la recristali-zación y redistribución del carbono).

La Fig. 8 muestra la influencia de la temperatura derecocido en la ruta de descomposición de la auste-

fundamentalmente en ferrita, bainita y granos demartensita de tamaño muy fino. Después del reco-cido de ablandamiento y de la laminación en fríose observa una microestructura ferrítica fuerte-mente deformada en la dirección de laminación,en la que se aprecian constituyentes secundariosde morfología globular finos y homogéneamentedistribuidos que, como han revelado los reactivosde ataque selectivo empleados, consisten en ce-mentita y martensita (Fig. 5). Los ciclos de recocidocontinuo realizados con el dilatómetro y con el si-mulador de recocido se realizaron sobre el mate-rial en este estado.

En la Fig. 6 se muestra la contracción asociada a latransformación austenítica que tiene lugar duran-te un calentamiento continuo a 5 ºC/s. También seindican las temperaturas de recocido empleadaspara analizar la cinética de la transformación aus-tenítica. Nótese que dichas temperaturas se sitúanentre la temperatura Ac1 y Ac3, y pertenecen porlo tanto, al rango de temperaturas intercríticas.


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Fig. 5. Microestruc-turas del acero trasun proceso de recoci-do de ablandamien-to y laminación enfrío hasta 1 mm des-pués de ser atacadocon nital (a), Lepera(b) y picrato sódicoalcalino (c).

Fig. 6. Curva dilatométrica co-rrespondiente a un calenta-miento a 5 ºC/s. Sobre la curvase señalan las temperaturas derecocido empleadas para anali-zar la cinética de la transforma-ción austenítica.

nita durante un enfriamiento realizado a 120 ºC/s.En el caso del recocido realizado a 800 ºC se puedeapreciar una única anomalía dimensional duranteel enfriamiento asociada a la transformación mar-tensítica. En cambio, en el caso del recocido reali-zado a 840 ºC se puede observar que la ruta de des-composición de la austenita cambia de forma muysignificativa: se detectan anomalías dimensionalescorrespondientes a la formación de ferrita, bainitay martensita. Esto se puede explicar teniendo encuenta que al aumentar la temperatura de recoci-do, también aumenta el contenido de austenita ydisminuye su contenido en carbono, lo que induceuna menor templabilidad.

En la Fig. 9 se muestran las micrografías corres-pondientes a las probetas dilatométricas ensaya-das según el ciclo de la Fig. 2. La microestructuracorrespondiente a la muestra recocida a 800 ºC es-tá constituida por martensita (microconstituyenteoscuro) y ferrita (fase clara). Al aumentar la tempe-ratura de recocido se aprecia una disminución delcontenido de ferrita y, como se ha comentado pre-viamente, además de martensita, se aprecia baini-ta (en las micrografías de óptico no se distinguencon claridad todos los microconstituyentes).

Como se puede apreciar en la Fig. 10, en la que semuestra la evolución microestructural en función


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Fig. 7. Variación de longitud re-lativa en función del tiempo adiferentes temperaturas de re-cocido.

Fig. 8. Influencia de la temperatura derecocido en la ruta de descomposiciónde la austenita para una velocidad deenfriamiento de 120 ºC/s.

La Fig. 11 muestra la evolución de la dureza HV10de muestras enfriadas a 120 ºC/s en función deltiempo de recocido a 800 y 820 ºC. A 820 ºC se pro-duce una austenización mayor y, consecuentemen-te, un mayor contenido del constituyente secunda-rio en la microestructura final. Del mismo modo, ladureza aumenta con el tiempo de mantenimientopara las temperaturas de recocido analizadas.

del tiempo de mantenimiento a 800 y 820 ºC (véasela Fig. 2), la fracción volumétrica del constituyentesecundario (constituyente oscuro) aumenta clara-mente con el tiempo de recocido. Además, tal y co-mo se ha indicado previamente, el aumento de latemperatura de recocido supone un aumento delcontenido del constituyente secundario para unmismo tiempo de mantenimiento.


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Fig. 9. Evolución mi-croestructural en fun-ción de la temperatu-ra de recocido (800,810, 820 ºC) para untiempo de manteni-miento de 120 s. Ciclointerrumpido por tem-ple. Nital 2%.

Fig. 10. Evolución mi-croestructural en fun-ción de la temperatura(800 y 820ºC) y deltiempo de mantenimien-to (1, 30 y 120 s). Ciclointerrumpido por tem-ple. Nital 2%.

En la Fig. 12 se comparan las microestructuras delas muestras obtenidas en el simulador de recocidoen continuo. Las muestras fueron sometidas a unmantenimiento a 820 ºC durante 60 s, tras el cualse enfriaron a diferentes velocidades (V1) hasta450ºC, se mantuvieron a esta temperatura durante30 s y finalmente se enfriaron a 10 ºC/s. Como sepuede apreciar, la dureza aumenta con la veloci-dad de enfriamiento debido a que la transforma-ción parcial de austenita intercrítica en ferrita dis-minuye y por tanto se forma un mayor contenidodel constituyente secundario, formado por bainitay martensita.

En la Fig. 13 se muestra la evolución de las propie-dades mecánicas de las muestras cuyas microes-tructuras se presentan en la Fig. 12. Nótese que pa-ra 70 ºC/s se aprecia un aumento notable del límiteelástico y de la carga de rotura, así como una dis-minución significativa de la ductilidad; lo cual sepuede explicar en virtud de la formación de unmayor contenido de bainita.

En la Fig. 14 se presentan las curvas de tracciónresultantes de los tres enfriamientos realizadosdesde la temperatura de recocido hasta 450 ºC. En

las curvas se observa la ausencia de palier defluencia. Nótese el aumento del límite elástico ycarga de rotura de la curva correspondiente al en-friamiento de 70 ºC respecto a enfriamientos máslentos.


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Fig. 11. Dureza Vickers en función del tiempo de recocido a 800y 820 ºC (el ciclo empleado se ilustra en la Fig. 2).

Fig. 13. Evolución de la carga de rotura, límite elástico y alar-gamiento a rotura en función de la velocidad de enfriamientodesde 820 ºC (60 s) hasta 450 ºC (30 s).

Fig. 14. Curvas de tracción para las velocidades de enfriamien-to (v1) hasta 450 ºC.

Fig. 12. Evoluciónmicroestructural enfunción de la veloci-dad de enfriamientoentre 820 y 450 ºC.Tras un manteni-miento a 450 ºC de30 s, las muestrasfueron enfriadas a10 ºC/s hasta Ta.Nital 2%.

En la Fig. 15 se muestra la expansión isoterma deuna muestra a 450 ºC, recocida a 820 ºC durante 60s y enfriada hasta 450 ºC a 35 ºC/s. Nótese que laexpansión continúa hasta los 100 s.

En la Fig. 16 se comparan las propiedades mecáni-cas de tres muestras: una enfriada de forma conti-nua a 35 ºC/s hasta temperatura ambiente y otrasdos con enfriamientos interrumpidos por mante-nimientos a 450 ºC de 30 y 300 s tras los cuales seenfría a 10 ºC/s hasta temperatura ambiente. La in-terrupción a 450 ºC durante 30 s supone un aumen-to significativo de la ductilidad a costa de una pér-dida de resistencia; sin embargo, con relación almantenimiento de 30 s, el de 300 s, disminuye no-tablemente la ductilidad a la vez que aumenta laspropiedades mecánicas, principalmente el límiteelástico; evolución que se puede justificar tenien-do en cuenta la formación de una mayor porcenta-je de bainita y un fenómeno de precipitación (posi-blemente de carburos de Mo) que se aprecia sobre


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Fig. 15. Variación de longitud rela-tiva de la probeta con el tiempo demantenimiento a 450 ºC despuésde un recocido a 820 ºC durante 60s y enfriamiento a 35 ºC/s.

Fig. 16 Evolución de la carga de rotura, límite elástico y alarga-miento a rotura en función del tiempo de mantenimiento a 450ºC tras un enfriamiento a 35 ºC/s desde 820 ºC.

Fig. 17 Evolución mi-croestructural en fun-ción del tiempo demantenimiento a 450ºC tras un enfriamien-to a 35 ºC/s desde 820ºC. 30 s (izq.) y 300 s(dcha.).

la micrografías de óptico de la Fig. 17 y cuya natu-raleza es necesario confirmar con otras técnicas decaracterización.

4. CONCLUSIONES

El presente trabajo ilustra la gran influencia quetiene cada parámetro del ciclo de recocido conti-nuo en la configuración microestructural final delacero y, por lo tanto, en las propiedades mecánicasy de conformabilidad de los aceros duales.

La dilatometría constituye una técnica muy apro-piada para la simulación y diseño de los tratamien-tos térmicos a los que son sometidos estos aceros,ya que permite estudiar, entre otros aspectos, laevolución de las temperaturas críticas de transfor-mación y la cinética de las transformaciones de fa-ses que tienen lugar durante las distintas fases delciclo de recocido.

El simulador de recocido en continuo constituyeuna herramienta complementaria a la dilatometría,que permite la aplicación de los ciclos definidos pordilatometría y correlacionar la microestructura conlas propiedades mecánicas del acero y éstas, a suvez, con los parámetros del ciclo de recocido.

En definitiva, la combinación de la dilatometría, elsimulador de recocido en continuo y la caracteriza-ción microestructural y mecánica, constituyen unaherramienta muy valiosa en el diseño y la simula-ción de tratamientos térmicos [6].

5. REFERENCIAS

[1] R.O. Rocha, T.M.F. Meloa, E.V. Perelomab, D.B. Santos Ma-terials Science and Engineering (2005) 296–304.

[2] J.M. Artimez TRATERPress Nº 16 (2010) 33-42.

[3] W. Bleck, K. Phiu-on Materials Science Forum, 500-501,2005, 97-112.

[4] J.M. Artimez, J. Belzunce XII Congreso internacional de E-nergía y Recursos Minerales.

[5] X. Lianga, J. Lib, Y. Peng Materials Letters 31 (2008) 327-329.

[6] C. García de Andrés, F. C. Caballero, C. Capdevila and L. F.Alvarez. Materials Characterization, 48 (2002), 101-111.

Ponencia presentada en el XII Congreso Tratermat(Octubre 2010). Publicada con la autorización

expresa de la Dirección del Congreso y los autores.


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