cap10 fenómenos de fragilización en aceros tipo son los fenómenos de fragilización por...

Estructura y Propiedades de las Aleaciones-Facultad de Ingeniería-UNLP Capítulo 10: Fenómenos de fragilización en aceros

1

Capítulo 10: Fenómenos de fragilización en aceros

Los aceros de alta resistencia mecánica templados y revenidos son susceptibles a

diferentes tipos de fragilización. Algunos de los mecanismos de fragilización se deben a cambios estructurales introducidos durante el procesado y el revenido y otros debidos a la interacción del medio ambiente con las microestructuras templadas y revenidas. Ejemplos del primer tipo son los fenómenos de fragilización de la martensita revenida, fragilización por revenido y fragilización debido a la formación de nitruros de aluminio. Ejemplos del segundo tipo son los fenómenos de fragilización por hidrógeno y fragilización por metales líquidos. Frecuentemente, hay un solapamiento entre los distintos tipos de fragilización, por ejemplo, la exposición al hidrógeno puede agravar algunos de los fenómenos de fragilización del primer tipo.

Este capítulo describe algunas de las causas químicas y microestructurales interrelacionadas asociadas con bajas tenacidades y fenómenos de fragilización en aceros al carbono y de baja aleación y relaciona estas causas con las superficies de fractura características. La fragilización implica una condición microestructural que genera menor tenacidad que la esperada para un acero dado. Por ejemplo, una regla general para acoplar propiedades y tenacidad establece que cuanto menor es la dureza y la resistencia mecánica, mayor es la ductilidad y la tenacidad de la microestructura. Sin embargo, los fenómenos de fragilización son excepciones a esta regla y en la fragilización de la martensita revenida, por ejemplo, disminuye la ductilidad y la tenacidad a medida que disminuye la dureza dentro de un determinado rango de temperatura de revenido.

Los fenómenos de fragilización están asociados con una desviación en la temperatura de transición dúctil-frágil como se muestra esquemáticamente en la Fig. 10.1. El acero A representa un acero más tenaz que el B, con su temperatura de transición en el estado no fragilizado menor que el acero B. Cuando un fenómeno de fragilización desvía la temperatura de transición a mayores valores de temperatura en una cantidad igual para ambos aceros, se observa que el acero A no presenta una abrupta caída en la tenacidad a temperatura ambiente como sí ocurre en B. La Fig. 10.1 enfatiza la importancia de la temperatura de ensayo relativa a la temperatura de transición y muestra que los resultados de los ensayos a temperatura ambiente pueden ser engañosos. Por ejemplo, si el acero A es sujeto a cargas de impacto en servicio por debajo de la temperatura ambiente, se comportará de una manera mucho más frágil que la indicada en el ensayo a temperatura ambiente.

Fragilización por temple (Quench embrittlement)

Las condiciones para que ocurra la fragilización por temple, un mecanismo de fractura

frágil intergranular, se desarrollan en aceros de alto contenido de carbono durante el austenizado o el temple, no se requiere el revenido. Entonces, el término fragilización por temple se usa para describir una forma de fractura frágil en orden de diferenciarla de los mecanismos de fragilización que requieren revenido. Los aceros endurecidos que contienen más de 0.5% C son más sensibles a este fenómeno y las mismas características microestructurales que causan la fragilización por temple pueden ser también responsables de la fisura por temple intergranular que se desarrolla en aceros de mayor contenido de carbono cuando se generan grandes tensiones de tracción en la superficie durante el temple. La Fig. 10.2 muestra el porcentaje de fractura intergranular en las superficies de fractura de probetas utilizadas en los ensayos de impacto Charpy para aceros 52100 y 4340 en función de la


2

temperatura de revenido1. El acero 52100 fue austenizado por encima de la temperatura ACM, una condición que no se utiliza comercialmente. El acero endurecido 4340 desarrolló mayor cantidad de fractura intergranular sólo luego del revenido por encima de 300ºC, una característica de la fragilización de la martensita revenida. Sin embargo, el acero 52100 fracturó casi completamente mediante fractura intergranular en la condición de templado y aún luego del revenido a 200ºC y a mayores temperaturas. En las Fig. 10.3 y 10.4 se muestran ejemplos de la fractura intergranular en el acero 52100 en el estado templado y del acero 4340 revenido, respectivamente.

Figura 10. 1- Cambios en las curvas de transición para dos aceros hipotéticos en condición tenaz y fragilizado. Se notan grandes diferencias en las tenacidades a temperatura ambiente debidas a la fragilización.

Figura 10. 2- Porcentaje de fractura intergranular en las superficies de fractura de las probetas del ensayo de impacto de Charpy en función de la temperatura de revenido para el acero 52100 austenizado y templado y para el acero 4340. Las regiones sombreadas muestran fracturas luego del revenido a temperaturas usadas usualmente para producir altas resistencias mecánicas y tenacidades razonables.

Como se mostró, las superficies de fractura intergranular de la fragilización por temple

son bastante lisas y ocasionalmente muestran partículas de carburos de forma acicular. Luego, la microscopía óptica y electrónica de barrido no mostraron otras características resolubles en los bordes de grano austeníticos primarios. Sin embargo, la espectroscopia electrónica Auger

1 R.S. Hyde, D.K. Matlock, and G. Krauss, Quench Embrittlement: Intergranular Embrittlement due to Cementite and Phosphorous in Quenched Carbon and Alloy Steels, 40th MWSP Conference Proceedings, ISS, Warrendale, PA, 1998, p 921-928.


3

(AES), una técnica analítica que permite establecer la química de regiones no profundas cercanas a la superficie, fue efectiva en establecer las causas de la fragilización por temple. La aplicación de AES a las superficies intergranulares de fragilización por temple mostró que los bordes de grano de la austenita primaria están asociados con picos altos de cementita y de fósforo1,2. La Fig. 10.5 es una sección isotérmica del diagrama de fases de equilibrio Fe-C-P donde se muestra que pequeñas cantidades de fósforo reducen la solubilidad del carbono en la austenita y promueven la formación de cementita durante el austenizado. Además, varios experimentos mostraron que el fósforo aumenta la formación de cementita alotromórfica en aceros 52100 mantenidos en el campo bifásico austenita/cementita. Aunque el fósforo agrava la fragilización por temple, el factor clave estructural para la fragilización parece ser la formación de cantidades críticas de cementita en los bordes de grano austeníticos primarios.

Figura 10. 3- Superficie de fractura intergranular en una probeta de ensayo Charpy del acero 52100 en el estado templado, austenizado por encima de ACM a 965ºC. Micrografía electrónica de barrido.

Figura 10. 4- Superficie de fractura intergranular en una probeta de ensayo Charpy del acero 4340 templado en aceite y revenido a 350ºC. Micrografía electrónica de barrido.

La interacción del carbono y el fósforo que produce la formación de fracturas

intergranulares fue evaluada por examinación de la profundidad de la fractura intergranular en

1 G.Krauss, The Microstucture and Fatigue of a Carburized Steel, Metallurgical Transactions A, Vol 9ª, 1978, p 1527-1535. 2 T. Ando and G. Krauss, The Effect of Phosphorus Content on Grain Boundary Cementite Formation in AISI 52100 Steel, Metallurgical Transactions A, Vol 12A, 1981, p 1283-1290.


4

aceros cementados revenidos a baja temperatura con varios contenidos de fósforo1. Los mayores contenidos de fósforo se asociaron con la propagación de las fisuras intergranulares más profundas y, por lo tanto, con bajos contenidos de carbono. La Fig. 10.6 se obtuvo de este experimento. Se muestran las combinaciones de carbono y fósforo que promueven la fractura intergranular y las que promueven la fractura dúctil. La fractura intergranular se desarrolla con muy bajos niveles de fósforo aun alrededor de 0.5% C, y cuanto mayor es el contenido de fósforo, menor es el contenido de carbono necesario para la generación de una fractura intergranular.

Figura 10. 5- Porción del sistema Fe-C-P rica en Fe a 950ºC mostrando la disminución de la solubilidad del C y de la formación de Fe3C a medida que aumenta el contenido de P.

La Fig. 10.7 muestra un mapa con regiones de fractura dúctil e intergranular en

función de la temperatura de revenido y del contenido de carbono del acero. Es evidente la transición de fractura dúctil transgranular a frágil intergranular a 0.5% C en aceros revenidos a baja temperatura (low-temperature-tempered, LTT). A pesar de la sensibilidad de los aceros de alto contenido de carbono endurecidos a la fragilización por temple, dichos aceros pueden usarse dependiendo del tratamiento térmico y la aplicación. Puede evitarse la fractura intergranular cuando los aceros de alto carbono tal como 52100 son austenizados intercríticamente en el campo de fase austenita/cementita antes del temple. Las partículas de carburos retenidas durante este tratamiento de austenizado disminuye el contenido de carbono por debajo del que produce la fractura intergranular. Los aceros cementados, donde el carbono se introduce a temperatura dentro del campo de fase austenítico, pueden usarse gracias a las tensiones de compresión superficiales producidas durante el temple. El inicio de la fractura se sigue asociando con la fractura intergranular pero a tensiones mayores que las necesarias en aceros de alto carbono endurecidos. Estos últimos, si son sometidos a tensiones de compresión en vez de tracción o flexión, tampoco son sensibles a la fractura intergranular.

La Fig. 10.8 muestra los valores de picos de tensión medidos en ensayos de tracción versus dureza para un número de aceros de medio carbono austenizados por 30 min a temperaturas entre 830 y 890ºC dependiendo del contenido de carbono y revenidos en baños 1 R.S. Hyde, D.K. Matlock, and G. Krauss, Quench Embrittlement: Intergranular Embrittlement due to Cementite and Phosphorous in Quenched Carbon and Alloy Steels, 40th MWSP Conference Proceedings, ISS, Warrendale, PA, 1998, p 921-928.


5

de aceite o sales durante 10 o 60 min a temperaturas entre 150 y 250ºC o por revenido inducido rápido1. Estos datos muestran la extensión en la reducción de la resistencia mecánica a la que puede llevar la fragilización por temple. Para probetas con durezas menores a 52/53 HRC los picos de tensión corresponden a las tensiones máximas, y las tensiones de deformación producen endurecimiento por deformación, estricción y deformación a fractura dúctil. Por debajo de 53 HRC, el incremento de la dureza se correlaciona con el aumento de la tensión máxima. Sin embargo, para probetas con mayores durezas, los picos de tensión se establecieron por la fractura intergranular excepto en los casos de tensión máxima. Cuanto mayor es la dureza, especialmente para aceros con alto contenido de carbono y fósforo, menor es la respuesta a la tracción y menor es el pico de tensión. A medida que las probetas fueron revenidas a mayores temperaturas, disminuyó la dureza y gradualmente el efecto de la fragilización por temple a una velocidad que dependió del contenido de carbono y fósforo, hasta que se estableció la deformación dúctil.

Figura 10. 6- Combinaciones de C y P asociadas con el modo de fractura transgranular e intergranular en aceros endurecidos revenidos a baja temperatura. Fragilización de la martensita revenida (Tempered Martensite Embrittlement)

La fragilización de la martensita revenida (TME) es una condición microestructural

que disminuye la tenacidad y la resistencia a la fractura en aceros endurecidos revenidos entre 200 y 400ºC (390 y 750ºF). La Fig. 10.9 muestra los valores de energía absorbida en el ensayo de Charpy en función de la temperatura de revenido para tres aceros de medio carbono, 4130, 4140 y 4150, y un acero de alto carbono, 52100, cada uno con altos y bajos contenidos de fósforo2,3. El nivel de fósforo en los aceros 41xx fue de 0.02 y 0.002% y para el acero 52100 de 0.09 y 0.23%. El acero 52100 fue austenizado intercríticamente a 850ºC para producir una microestructura con partículas de carburos esferoidizadas insensibles a la fractura intergranular. La energía de impacto del ensayo Charpy es baja en las probetas en estado 1 J.D. Dong, D.K. Matlock, and G. Krauss, Effects of Induction Tempering on Microstructure, Properties and Fracture of Hardened Carbon Steels, in 43rd MWSP Conference Preceedings, Vol XXXIX, 2001, ISS, Warrendale, PA, p 21-36. 2 F. Zia-Ebrahimi and G. Krauss, Mechanism of Tempered Martensite Embrittlement in Medium-Carbon Steels, Acta Metallurgica, Vol 32, 1984, p 1767-1777. 3 S.K. Banerji, C.J. MaMahon, Jr., and H.C. Feng, Intergranular Fracture in 4340-Type Steels: Effects of Impurities and Hydrogen, Metalluegical Transactions A, Vol 9A, 1978, p 273-247.


6

templado, aumenta hasta un máximo de baja temperatura luego del revenido a 200ºC y cae después del revenido a 300ºC, en el medio del rango de temperatura que produce TME.

Figura 10. 7- Mapa de los modos de fractura en aceros endurecidos producidos por cargas de tracción y flexión en función de la temperatura de revenido y del contenido de carbono del acero. Se muestran la transición de fractura dúctil a frágil intergranular en aceros revenidos a baja temperatura a 0.5% C y propuestas que minimizan la fractura intergranular en aceros de alto carbono.

Figura 10. 8- Picos de tensión versus dureza para aceros templados y revenidos 10xx y 5160. Para las microestructuras con durezas menores a HRC 52/53, el pico de tensión corresponde a la tensión máxima. Para las microestructuras con durezas por encima de HRC 52/53, el pico de tensión corresponde a tensión de fractura frágil.

Una característica llamativa de la Fig. 10.9 es el fuerte efecto del contenido de carbono

del acero en la tenacidad al impacto bajo todas las condiciones de revenido, aun en el máximo


7

de baja temperatura a 200ºC. El acero endurecido 4130, aun luego del revenido en el rango de TME, tiene mayor tenacidad que cualquiera de los otros aceros con mayores contenidos de carbono aun en la condición no fragilizada. Para el acero de alto carbono 52100, la tenacidad al impacto es tan baja luego del revenido a 200ºC que cualquier cambio microestructural asociado a TME es prácticamente imperceptible. Este fuerte efecto del carbono está relacionado con las altas velocidades de endurecimiento por deformación de los aceros de alto carbono que reducen la cantidad de deformación necesaria para alcanzar valores críticos de tensión de fractura en las puntas de las entallas de las probetas Charpy.

La reducción de la tenacidad al impacto asociada con TME está relacionada con tres modos diferentes de fractura que dependen de los contenidos de carbono y fósforo en los aceros endurecibles. El factor común para todas las manifestaciones de TME es la formación de cementita durante la segunda y el principio de la tercera etapa del revenido. En la Fig. 9.15 se observó que la transformación de la austenita retenida a cementita y ferrita en aceros 4130 y 4340, comienza a 200ºC y se completa luego del revenido a 300ºC. La cementita se forma en sitios entre las láminas a medida que la austenita retenida transforma, dentro de los cristales de martensita a medida que los carburos de transición son reemplazados por partículas de cementita y en los bordes de grano de la austenita primaria.

Figura 10. 9- Energía de impacto absorbida en el ensayo Charpy de los aceros 41xx y 52100 revenidos a varias temperaturas. Cada acero tiene una serie de puntos para altos y bajos contenidos de fósforo.

En aceros de medio carbono conteniendo 0.4% C, la transformación de la austenita

retenida produce dos mecanismos de fractura dependiendo del contenido de fósforo. La Fig. 10.10 muestra diversas características del efecto de TME en la tenacidad al impacto en dos aceros AISI 4340 de la misma composición pero con distintos contenidos de fósforo1. La tenacidad al impacto del acero con mayor contenido de fósforo (0.03%) es inferior respecto al de menor contenido (0.003%) luego del revenido sobre todo el rango de temperaturas hasta 500ºC. También, ambos aceros muestran una meseta en la energía absorbida luego del

1 J.P. Materkowski, “Tempered Martensite Embrittlement in 4340 Steel as Related to Phosphorous Content and Carbide Morphology”, M.S. thesis, Colorado School of Mines, Golden, CO, 1978.


8

revenido entre 200 y 400ºC. La menor tenacidad del acero con mayor contenido de fósforo está relacionada con un gran aumento de fractura intergranular luego del revenido entre 300ºC y 400ºC, como se mostró en la Fig. 10.2. La Fig. 10.11 muestra la fractura intergranular a lo largo de los bordes de grano de la austenita primaria del acero 4340 con alto contenido de fósforo fracturado a temperatura ambiente luego del revenido a 400ºC. El modo de fractura intergranular asociado a TME es bastante común y se relaciona con la segregación de fósforo a los bordes de grano de la austenita durante el austenizado12. Por lo tanto, el fósforo estará presente en los bordes de grano de la austenita primaria en las microestructuras de martensita en estado templado y, aunque en el acero 4340 de alto contenido de fósforo hay algún grado de fragilización por temple como se demostró por la baja tenacidad al impacto y el 20% de fractura intergranular en las probetas revenidas a bajas temperaturas, es sólo después del revenido a las temperaturas donde se forma la cementita que la TME se desarrolla totalmente.

Figura 10. 10- Energía absorbida en el ensayo de impacto Charpy a temperatura ambiente para probetas del acero endurecido 4340 conteniendo 0.03 o 0.003% P, austenizado a 870ºC, templado en aceite y revenido a las temperaturas mostradas durante 1 h.

Figura 10. 11- Fractura intergranular del acero 4340 con 0.03% P revenido a 400ºC. La probeta rompió por carga de impacto a temperatura ambiente.

1 S.K. Banerji, C.J. MaMahon, Jr., and H.C. Feng, Intergranular Fracture in 4340-Type Steels: Effects of Impurities and Hydrogen, Metalluegical Transactions A, Vol 9A, 1978, p 273-247. 2 B.J. Schultz and C.J. MaMahon, Jr., Temper Embrittlement of Alloy Steels, STP 499, ASTM, 1972, p 104.


9

En contraste con el 4340 de alto contenido de fósforo, el acero con bajo contenido de fósforo muestra mayor tenacidad al impacto y sin fractura intergranular en todas las condiciones de revenido. La Fig. 10.12 muestra que el tipo de fractura es por clivaje intercalado entre regiones de fractura dúctil lo que está asociado con la disminución de la tenacidad a la fractura luego del revenido en el rango de TME. Las facetas de clivaje se orientan a lo largo de las láminas de martensita y se atribuyen a la fractura iniciada en los cristales de cementita entre láminas. La Fig. 10.13 muestra carburos interlaminares en el acero 4340 de bajo contenido de fósforo revenido a 350ºC.

El tercer tipo de fractura se observa en los aceros 4130 con bajos contenidos de carbono. A pesar de que hay una disminución significativa de la tenacidad al impacto (Fig. 10.9) la fractura no es frágil sino dúctil y está asociada con partículas gruesas de cementita producidas en el revenido. La Fig. 10.14 muestra la fractura por sobrecarga de una probeta del ensayo Charpy del acero 4130 de bajo contenido de fósforo revenido a 300ºC. La fractura consiste mayoritariamente en microhuecos que en promedio son muchos más que los observados en las probetas revenidas a 200ºC. Las fracturas por sobrecarga del acero 4130 son precedidas por un inicio por corte y crecimiento de la fisura estable por coalescencia de microhuecos y desgarre dúctil.

Figura 10. 12- Facetas lisas de clivaje y microhuecos en la superficie de fractura del acero 4340 con 0.003% P revenido a 350ºC. La probeta rompió bajo carga de impacto a temperatura ambiente.

Figura 10. 13- Carburos interlaminares formados durante el revenido del acero 4340 con 0.003% P a 350ºC. (a) Imagen de campo claro. (b) Imagen de campo oscuro. Micrografías electrónicas de transmisión.


10

Figura 10. 14- Superficie de fractura del acero 4130 de bajo contenido de fósforo revenido a 300ºC. Micrografía electrónica de barrido.

Figura 10. 15- Fractura por corte (región curvada) a lo largo del campo de líneas de deslizamiento en la punta de la entalla de una probeta de ensayo Charpy (área plana un la parte superior de la micrografía) de un acero 4340 templado y revenido a 200ºC.

Típicamente, a pesar de la apariencia de la superficie de fractura inestable de la probeta

Charpy, la fractura se inicia por corte a lo largo del campo de líneas de deslizamiento en la punta de la entalla. Por ejemplo, la Fig. 10.15 muestra una fractura por corte en la punta de la entalla de la probeta del acero 4340 templada y revenida a 200ºC. Las curvas carga-tiempo obtenidas del ensayo muestran energías de absorción asociadas al inicio de la fisura, propagación de la fisura y la formación de un borde de corte durante la fractura. Cuanto menor es la capacidad de una microestructura de deformar plásticamente, menor es la tenacidad y mayor es la fracción de energía absorbida asociada con el inicio de la fisura.

La discusión de TME hasta este punto se concentró en los ensayos de impacto a alta velocidad de deformación. Éstos aplican cargas a velocidades de deformación de 103s-1 y aceleran el mecanismo de fractura frágil controlada por tensión. La aplicación de carga a menores velocidades de deformación también reduce la resistencia a la fractura en probetas revenidas en el rango de TME. Por ejemplo, un estudio1 sobre probetas de tracción de un acero 4140 endurecido ensayado a una velocidad de deformación de 2.7-3s-1 mostró evidencias 1 J.A. Sanders, P.T. Purtscher, D.K. Matlock, and G. Krauss, Ductile Fracture and Tempered Martensite Embrittlement of 4140 Steel, Gilbert R. Speich Symposium Proceedings, G. Krauss and P.E. Repas, Ed., ISS, PA, 1992, p 67-76.


11

de menor tenacidad para las probetas revenidas a 300 y 400ºC. En comparación con las probetas revenidas a 200ºC, aquellas revenidas en el rango de TME mostraron menor endurecimiento por deformación, menores elongaciones uniformes y menores resistencias máximas, menor tensión de fractura y ninguna mejora en la elongación total. Las fracturas fueron dúctiles en contraste con las fracturas frágiles de TME producidas en los ensayos a altas velocidades de deformación. La disminución de la resistencia a la fractura mostró estar asociada a una mayor densidad de microhuecos que se formaron no sólo en los carburos retenidos luego del austenizado sino también en nuevos carburos producidos por el revenido en el rango de TME. Se observó que diferentes contenidos de fósforo en las probetas del acero 4140 sometidas a ensayos de tracción no tienen un efecto evidente en la menor resistencia a la fractura dúctil producida por el revenido a 300 y 400ºC.

En resumen, la fragilización de la martensita revenida se manifiesta en modos de fractura dúctil, clivaje e intergranular. A pesar de que el fósforo reduce aun más la resistencia a la fractura producida por TME, la causa raíz de TME es la formación de nuevas distribuciones de cementita producidas por la segunda y principio de la tercera etapa de revenido. La formación de carburos a temperaturas mayores a 200ºC es relativamente rápida y los cambios microestructurales en secciones pequeñas ocurren típicamente en una hora a alta temperatura.

El hecho de que TME está relacionada con la formación de cementita llevó al desarrollo del acero 300M con una química nominalmente igual al 4340 pero con alto contenido de silicio, entre 1.45 y 1.8%. El silicio no es formador de carburos y su solubilidad en la cementita es muy baja. Por lo tanto, la nucleación y crecimiento de la cementita en la segunda y tercer etapa del revenido se retarda en gran medida porque el silicio debe difundir alejándose de los cristales de cementita que se están nucleando. Los beneficios de la estructura fina producida por la primera etapa del revenido persisten en los aceros 300M revenidos a mayores temperaturas que en aceros sin silicio y la TME ocurre sólo después del revenido a altas temperaturas.

Fragilización por revenido (Temper Embrittlement)

La fragilización por revenido (TE) es una condición de fragilización que se desarrolla

en aceros endurecidos al carbono y aleados luego del revenido por tiempos relativamente largos o durante el enfriamiento lento a través del rango de temperatura de 375 a 575ºC. A este fenómeno se le atribuyen fallas catastróficas las cuales llevaron a la realización de análisis teóricos y analíticos a fin de determinar las causas y soluciones a TE. Actualmente la prevención de TE se hace a través del control de la química del acero.

TE se detecta fundamentalmente por un incremento en la temperatura de transición dúctil-frágil como se muestra en la Fig. 10.16 para un acero AISI 3140 conteniendo nominalmente 1.15% Ni y 0.65% Cr, fragilizado con revenido isotérmico y enfriamiento lento a través del rango crítico de temperaturas de revenido1. La cinética de fragilización sigue un comportamiento de acuerdo a una curva C con el tiempo y la temperatura de revenido, con la nariz o el tiempo mínimo para la fragilización en 550ºC. Se requiere alrededor de 1 hora a 550ºC para observar el primer aumento en la temperatura de transición mientras que lleva cientos de horas si se calienta a 375ºC, que es la temperatura límite inferior de TE2. Es un fenómeno reversible y la reversibilidad se consigue con sólo calentar a 575ºC durante unos pocos minutos.

Los factores químicos que afectan el TE incluyen el requisito de que estén presentes impurezas específicas para que un acero sea susceptible. Las impurezas más perjudiciales son 1 M.A. Grossmann and E.C. Bain, Principles of Heat Treatment, 5th ed., American Society for Metals, 1964. 2 J.M. Capus, The Mechanism of Temper Brittleness, Temper Embrittlement in Steel, STP 407, ASTM, Philadelphia, 1968, p 3-19.


12

Sb, P, Sn y As. Se observó que pequeñas cantidades de estos elementos, en el orden de 100 ppm (0.01%) o menores, son suficientes para promover el fenómeno. El Si y el Mn también lo promueven cuando están presentes en cantidades relativamente grandes. Se considera que los aceros al carbono sin aleantes no son muy susceptibles a TE siempre que el contenido de Mn sea menor al 0.5%. Los aceros aleados son más susceptibles, especialmente aquellos al Cr-Ni (AISI 4340). Por otro lado, el Mo reduce la susceptibilidad a TE cuando está presente en cantidades de 0.5% o menores y es un importante elemento aleante que se agrega a los aceros para disminuir TE.

La causa de TE ha sido difícil de identificar debido a que, de manera similar a TME, no hay una característica microestructural fácil de resolver identificable con las características fracturas intergranulares de probetas fragilizadas. La única evidencia de fragilización por vía metalográfica es a partir de la capacidad de ciertos reactivos metalográficos de revelar el borde de grano austenítico primario con fósforo segregado. Técnicas más complejas y modernas como análisis químico por espectroscopía electrónica Auger (AES), permitieron analizar la composición de la capas atómicas adyacentes a las superficies de fractura intergranular. Mediante AES es posible detectar altas concentraciones de átomos de impurezas segregados en los bordes de grano primario austenítico y también gradientes de elementos aleantes como el Ni. Mayores concentraciones de elementos aleantes pueden estimular la segregación de los elementos de impurezas. Por ejemplo, la precipitación de carburos en bordes de grano puede expulsar el Ni a medida que crecen y producir gradientes de concentración del mismo que a su vez provocan que las impurezas se concentren1.

Figura 10. 16- Cambio en la curva de transición hacia mayores temperaturas como resultado de la fragilización por revenido del acero SAE 3140 sujeto a mantenimiento isotérmico y enfriamiento en el horno a través del rango de temperaturas crítico para TE.

1 C.J. McMahon, Jr., E. Furubayashi, H. Ohtani, and H.C. Feng, A Study of Grain Boundaries during Temper Embrittlement of a Low Carbon Ni-Cr Steel Doped with Antimony, Acta Metallurgica, Vol 24, 1976, p 695-704.


13

La interacción de las impurezas y los elementos aleantes asociados con la segregación fue tratada en un modelo termodinámico para TE por Guttmann1. Esta investigación sostiene la explicación de que no sólo los elementos de impurezas sino su interacción con los elementos aleantes es la responsable de la segregación que lleva a la decohesión de los bordes de grano en los aceros fragilizados por revenido. Por ejemplo, una evaluación cuantitativa de la co-segregación interactiva del fósforo y de elementos aleantes comunes muestra que el manganeso segrega débilmente por sí sólo pero la segregación del níquel, cromo y molibdeno es impulsada por fuertes interacciones con el fósforo2. Los coeficientes de interacción de borde de grano aumentan en el orden níquel, manganeso, cromo y molibdeno. La muy fuerte interacción entre el fósforo y el molibdeno se correlaciona con el efecto benéfico conocido del molibdeno en TE y soporta la formación de (Mo, Fe)3P o de agrupamientos de átomos Mo-P, que previene la migración de fósforo a los bordes de grano. Este estudio también muestra una fuerte repulsión entre el carbono y el fósforo, una interacción que se espera se oponga a la segregación del fósforo.

Como se mencionó, los elementos de impurezas fósforo, antimonio, estaño y arsénico se asociaron a TE. El fósforo puede ser removido hasta bajos niveles mediante las modernas técnicas de acería pero los elementos antimonio, estaño y arsénico no pueden ser oxidados durante la acería y deben controlarse a partir de la selección de la chatarra que se funde en los hornos eléctricos. Una propuesta reciente para eliminar TE es la reducción del manganeso y silicio a muy bajos niveles, del orden de 0.01 a 0.03%. El manganeso y el silicio se usan tradicionalmente para alear y desoxidar pero una considerable cantidad de información ahora vincula directamente al manganeso y al silicio, aún en cantidades moderadas, a TE mediante la segregación directa o la co-segregación con el fósforo u otros elementos aleantes. Por ejemplo, en un estudio se mostró que 0.3% Mn aumenta en gran medida la susceptibilidad del acero Ni-Cr-Mo-V para rotores a TE en relación con un acero sin manganeso, y que el manganeso y el fósforo co-segregaron en una aleación Fe-Mn.

Fragilización por nitruros de aluminio (Aluminum Nitride Embrittlement)

Otro tipo de fragilización intergranular a veces encontrada en aceros endurecibles está

asociada con la precipitación de nitruros de aluminio en borde de grano primario austenítico. A pesar de que las dispersiones finas de nitruros de aluminio son deseables para controlar el crecimiento de grano en los aceros, cuando estos nitruros precipitan en forma de láminas durante la solidificación o vuelven a precipitar después de algún tratamiento de solubilizado a alta temperatura de austenización, pueden generar una disminución significativa de la tenacidad del acero. La fractura intergranular debida a las partículas de nitruros de aluminio ocurre frecuentemente en aceros de colada, y son conocidas como "rock candy fracture" porque las gruesas facetas de los aceros colados producen una apariencia macroscópica cristalina.

La Fig. 10.17 muestra partículas de nitruros de aluminio y carburos extraídas de la superficie de fractura intergranular de un acero de medio carbono colado. Las partículas de nitruro de aluminio son característicamente muy finas con morfología de placas y pueden ser fácilmente detectadas por difracción electrónica. Aunque la precipitación intergranular de los nitruros de aluminio está más vinculada a la fractura intergranular de aceros de colada, los 1 M. Guttmann, The Link Between Equilibrium Segregation and Precipitation in Ternary Solutions Exhibiting Temper Embrittlement, Metal Science, Vol 10, 1976, p 337-341. 2 M. Guttmann, Ph. Dumoulin, and M. Wayman, The Thermodynamics of Interactive Co-Segregation of Phosphorus and Alloying Elements in Iron and Temper Brittle Steels, Metallurgical Transaction A, Vol 13A, 1982, p 1693-1711.


14

nitruros de aluminio en forma de placas también se observaron en aceros de medio carbono trabajados y, si están presentes en altas concentraciones debido a altos contenidos de nitrógeno y de aluminio, pueden contribuir a la fractura intergranular asociada con la fragilización de la martensita revenida.

Figura 10. 17- Partículas delgadas de nitruro de aluminio (flechas) extraídas de una superficie de fractura intergranular de un acero de medio carbono colado. Las partículas oscuras son carburos. Micrografía electrónica de transmisión de una réplica.

Fragilización por metales líquidos (Liquid Metal Embrittlement)

La exposición de los aceros a metales líquidos puede causar fracturas frágiles

intergranulares. La fragilización por metales líquidos es un fenómeno que reduce la ductilidad y la resistencia a la fractura de un acero expuesto a un metal líquido de bajo punto de fusión fragilizante mientras existan tensiones de tracción aplicadas. Los aceros al carbono y de baja aleación pueden fragilizar cuando se exponen a Pb, Cd, bronce, Cu, Zn, Al, Sn y Li líquidos. El inicio de la fractura por metales líquidos no depende del tiempo pero comienza ni bien se produce el contacto entre el metal líquido y el acero. Frecuentemente, las tensiones necesarias para generar fracturas por este mecanismo son muy bajas. Se han propuesto varios mecanismos para explicar el fenómeno de fragilización por metales líquidos, como el modelo de “decohesión inducida por adsorción” que muestra que los átomos fragilizantes en la punta de la fisura disminuyen las fuerzas de cohesión o de enlace entre los átomos del metal base1.

En un estudio se caracterizó en detalle la fragilización de aceros endurecidos por plomo líquido23. El plomo puede causar fragilización si se aplica externamente o si está presente internamente en el acero, como en el caso en que se adiciona plomo al acero para mejorar la maquinabilidad. La Fig. 10.18 muestra un ejemplo extremo de los efectos de la fragilización por plomo en un acero 4145 con plomo tratado térmicamente de resistencia mecánica cercana a 200 ksi (1380 MPa). A las temperaturas de ensayo entre 200 y 480ºC se reduce la ductilidad significativamente con la reducción más severa a cero de ductilidad en el punto de fusión del plomo a 327ºC o por encima de éste. En general, la fragilización es más severa cuanto mayor es la resistencia mecánica del acero y, por lo tanto, los aceros templados y

1 R. Venkataraman, M.D. Baldwin, and G.R. Edwards, Embrittlement of Steels by Lead, Metallurgical Technologies, Energy Conversion, and Magnetohydrodynamic Flows, H. Branoer and Y. Unger, Ed., published in Progress in Astronautics and Aeronautics, Vol 148, 1991, p 310-334. 2 S. Mostovoy and N.N. Breyer, The Effect of Lead on the Mechanical Properties of 4145 Steel, Transactions ASM, Vol 61, 1968, p 219-232. 3 W.R. Warke and N.N. Breyer, Effect of steel Composition on Lead Embrittlement, JISI, Vol 209, 1971, p 779-784.


15

revenidos si tienen agregado de plomo, son especialmente susceptibles. La fractura asociada a la fragilización es generalmente intergranular.

En resumen, tres condiciones son necesarias para la fragilización por plomo: la presencia de plomo externa o interna al acero, tensiones de tracción y temperaturas entre 200 y 480ºC. La ausencia de alguna de estas tres condiciones prevendrá la fractura frágil asociada a la fragilización por plomo líquido.

Figura 10. 18- Propiedades de tracción del acero 4145 con plomo, templado y revenido de resistencia mecánica de 200 ksi en función de la temperatura de ensayo. Fisuración en caliente asociada al cobre (Hot shortness associated with copper)

La incorporación del cobre a los aceros representa un caso especial de un factor

químico que lleva a la reducción de la ductilidad en caliente y la fisuración superficial de los productos de acero durante el procesado primario. A pesar de que el cobre en altas concentraciones es reconocido como un elemento residual no deseable en los aceros, los problemas de ductilidad asociados al cobre continúan debido al aumento en el uso de chatarra que puede ser rica en cobre para la producción de acero por fundición de arco eléctrico, y el hecho de que el cobre no es fácilmente oxidable y removible en el acero líquido durante las operaciones de aceración.

El cobre no se disuelve en la cascarilla de óxido de hierro que se forma durante el recalentamiento y en las primeras etapas del laminado en caliente durante los procesos primarios. Por lo tanto, a medida que el hierro de la superficie se oxida, el cobre es expulsado hacia la austenita y se concentra en ésta en la interfase acero/cascarilla. A temperaturas por encima de su punto de fusión, el cobre se funde y penetra la superficie del acero a lo largo de los bordes de grano austeníticos, llevando al desgarramiento y fisuración durante la deformación en caliente. Este proceso es más severo alrededor de los 1100ºC. A menores temperaturas, el cobre y las fases ricas en cobre no se funden y a mayores temperaturas el cobre se incorpora en la cascarilla. Un estudio reciente mostró que la cascarilla superficial de


16

los aceros consiste en capas de hematita (Fe2O3), magnetita (Fe3O4) y óxido ferroso (FeO). El último es el óxido adyacente al acero y se encontró que a 1200ºC el cobre difunde a través de éste y se concentra en la capa de Fe3O4

1. Otros elementos afectan la severidad de la fisuración en caliente del cobre. Los

elementos como cobalto, níquel y aluminio aumentan la solubilidad del cobre en el acero sólido y los elementos vanadio, cromo, manganeso, silicio y estaño disminuyen la solubilidad del cobre en aceros sólidos2. Si se aumenta la solubilidad del cobre como en el caso del níquel, se suprimen la formación de fases líquidas ricas en cobre y la fisuración superficial2. Lo opuesto ocurre con el estaño. Se encontró que las adiciones de 0.4% Si y 0.02% P reducen la susceptibilidad a la fisuración en caliente superficial pero aumenta la velocidad de oxidación superficial2.

Fractura asistida por hidrógeno y fragilización por hidrógeno (Hydrogen-Assisted Cracking, Hydrogen Embrittlement)

Existen muchos efectos del hidrógeno en los aceros que reducen su tenacidad y

generan fragilización: las tensiones máximas se reducen o no se alcanzan, puede reducir la ductilidad como la medida de la elongación total o reducción de área, pueden desarrollarse fisuras, el crecimiento de la fisura puede acelerarse y, en los aceros de baja resistencia mecánica, pueden producirse ampollas (blisters, en inglés). En esta sección se resume brevemente algunos de los efectos ambientales o producidos por el hidrógeno en los aceros como la fisuración en secciones gruesas, fisuración en frío de soldaduras y zonas afectadas por el calor en soldaduras, corrosión bajo tensión en medios sulfhídricos (stress sulfide corrosion cracking) en medios con gases ácidos corrosivos como sulfuro de hidrógeno (H2S), y fragilización por hidrógeno en aceros templados y revenidos. Fundamental en estos problemas son los cambios relacionados con la solubilidad del hidrógeno con la temperatura y su gran movilidad en los aceros aún a temperatura ambiente.

La solubilidad del hidrógeno en el acero líquido es alta y puede introducirse durante la soldadura o durante el proceso de aceración. La solubilidad del hidrógeno disminuye significativamente en la ferrita delta, aumenta en la austenita y disminuye nuevamente en la ferrita alfa. Como resultado, en secciones gruesas donde el hidrógeno no es capaz de difundir fuera del acero, se concentra y causa fisuras o fracturas internas conocidas de diversas formas como fisuras (flakes, en inglés), hairlines, white spots o shatter cracks, que se desarrollan a temperaturas del orden de 200ºC. La sensibilidad de los aceros a la fisuración se reduce tradicionalmente manteniendo o enfriando lentamente a través del rango de temperatura entre 500 y 650ºC a fin de otorgar tiempo para que el hidrógeno difunda desde el acero hacia el exterior y disminuya su concentración a los menores niveles asociados a la ferrita en este rango de temperatura. Actualmente, los problemas asociados a la fisuración por hidrógeno se han reducido significativamente mediante desgasado en vacío del acero líquido a fin de reducir el contenido del hidrógeno atrapado a niveles muy bajos. Las inclusiones de azufre absorben hidrógeno y, por lo tanto, en los aceros limpios el control de hidrógeno es especialmente importante.

El termino fisuración en frío se utiliza para hacer mención a la fractura inducida por hidrógeno en soldaduras y zonas afectadas por el calor de soldadura. El hidrógeno puede introducirse en las soldaduras a través de la humedad del aire, de los fundentes o de los recubrimientos de electrodos del tipo celulósico u otros, y puede difundir fácilmente en las 1 Y. Kondo, Behavior of Copper during High Temperature Oxidation of Steel Containing Copper, ISIJ International, Vol 44 (No. 9), 2004, p 1576-1580. 2 Special Issue: Effects of Cu and Other tramp Elements on Steel Properties, ISIJ International, Vol 37 (No. 3), 1997.


17

zonas afectadas por el calor alrededor del metal de soldadura. La microestructura más sensible a la fisuración en frío es la martensítica y, por lo tanto, la estimación de la tendencia del material base de formar martensita en las zonas afectadas por el calor, esencialmente su templabilidad, se hace en términos de la química del acero. El carbono es el que posee el mayor efecto en la templabilidad de los aceros y su efecto junto con el de otros elementos se incluye en las fórmulas del carbono equivalente (Cequiv). A continuación se de un ejemplo:

Cequiv= C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 Ec. 10.1 Se considera en general que si un acero es soldable si Cequiv es menor que 0.4. La

fórmula muestra la gran importancia del carbono y la necesidad de solucionar aceros de bajo carbono para una soldabilidad óptima.

Los productos del acero para la industria del petróleo y del gas tales como productos tubulares para pozos de petróleo cuando se exponen a gases o petróleo ácidos con contenido de H2S experimentan un tipo de fragilización por hidrógeno en general referido como corrosión bajo tensión de sulfuro de hidrógeno, fractura bajo tensión de hidrógeno o fractura bajo tensión de sulfuro de hidrógeno. Varios aspectos relativos a la corrosión por H2S se trataron en cerca de 100 trabajos compilados en una publicación de NACE1. Los tubos de alta resistencia mecánica en general se fabrican con aceros templados y revenidos como 4130 con contenido de Cr y Mo para aumentar la templabilidad, y para obtener máxima resistencia a la corrosión bajo tensión por H2S se puede especificar un revenido a altas temperaturas, por encima de 621ºC, que produce una dureza máxima de 22 HRC. En vista de la alta temperatura de revenido, la microestructura consiste en ferrita recuperada con baja densidad de dislocaciones y partículas de carburos esferoidizados. Considerando las altas temperaturas de revenido no se recomienda el agregado de Ni como elemento de aleación ya que disminuye Ac1. Un acero con Ni podría formar austenita durante el revenido a alta temperatura e introducir durante el enfriamiento martensita y una gran densidad de dislocaciones en la microestructura revenida, disminuyendo la resistencia a la corrosión bajo tensión por H2S.

Los aceros de alta resistencia mecánica templados y revenidos son extremadamente sensibles a la fragilización por hidrógeno. Con frecuencia los aceros endurecidos para sellos u otras aplicaciones estructurales se les aplican recubrimientos metálicos por electrodeposición con cromo o cadmio y si esas partes no son calentadas (baked, en inglés) adecuadamente, el hidrógeno introducido por el recubrimiento metálico causa fractura frágil. Las características únicas de tal fragilización fueron documentadas por Troiano y sus colegas23. En particular, su trabajo mostró que hay un tiempo de inducción necesario para que se produzcan las fallas por fragilización por hidrógeno. En sus estudios, probetas de 4340 templadas en aceite y revenidas a 230 ksi (1585 MPa) fueron cargadas católicamente con hidrógeno e inmediatamente recubiertas con cadmio. Este procedimiento retrasa la liberación de hidrógeno y asegura una distribución uniforme de hidrógeno a través de la sección de la probeta luego del calentamiento. El calentamiento (baking, en inglés) es un tratamiento térmico a baja temperatura, típicamente de 150ºC, que conduce al hidrógeno fuera del acero.

La Fig. 10.19 muestra el efecto del calentamiento para varios períodos de tiempo en la tensión aplicada necesaria para causar la fractura en la probeta de 4340 cargada con hidrógeno. El aumento del tiempo de calentamiento disminuye el contenido de hidrógeno aun en las

1 H2S Corrosion in Oil & Gas Production-A Compilation of Classic Papers, R.N. Tuttle and R.D. Kane, Ed., NACE, Houston, TX, 1981. 2 H.H. Jonson, J.G. Morlet, and A.R. Troiano, Hydrogen, Crack Initiation, and Delayed Failure in Steel, Transactions TMS-AIME, Vol 212, 1958, p 528-536. 3 A.R. Troiano, The Role of Hydrogen and Other Interstitials in the Mechanical Behavior of Metals, Transactions ASM, Vol 52, 1960, p 54-80.


18

probetas recubiertas y con suficiente tiempo, la resistencia mecánica de las probetas cargadas se restaura a los valores de aquellas probetas no modificadas. Cuanto menor es el tiempo de calentamiento y mayor el contenido de hidrógeno, menores son la tensión y el tiempo requeridos para causar la fractura. Las partes horizontales de las curvas en la Fig. 10.19 están designadas como límites de resistencia a la fatiga, es decir, niveles de tensión por debajo de los cuales la falla no podrá ocurrir sin importar el tiempo durante el cual se está aplicando la tensión. A medida que el contenido de hidrógeno disminuye, el límite de fatiga aumenta.

Las probetas utilizadas para la Fig. 10.19 tenían entalla y, por lo tanto, los límites de fatiga son válidos sólo para esa geometría de entalla particular. En general, cuanto más aguda es la entalla, menor es el límite de fatiga, lo cual indica que debe haber una combinación crítica de concentración de hidrógeno y un estado triaxial de tensiones para el inicio de la fisura. Los estudios de Troiano también muestran que se necesita de un período de incubación para el inicio de la fisura. Este periodo está relacionado con el tiempo necesario para que el hidrógeno difunda al campo triaxial de tensiones en la raíz de la entalla o de una fisura. La necesidad de un periodo de incubación para la fragilización por hidrógeno significa que los ensayos con alta velocidad de deformación pueden no ser efectivos para detectar la fragilización por hidrógeno, justo lo inverso a la fragilización de la martensita revenida y fragilización por revenido. Por lo tanto, mantener una carga aplicada es la manera más sensible para detectar la susceptibilidad a una falla por hidrógeno demorada. La propagación de la fisura iniciada mediante hidrógeno interno es discontinua, nuevamente debido a la necesidad del hidrógeno de difundir al campo de tensiones en la punta de la fisura. Una vez que la fisura avanza, deja atrás la concentración inicial de hidrógeno y queda detenida hasta que el hidrógeno difunde nuevamente a la punta de la fisura.

Figura 10.19- Curvas de fatiga de probetas entalladas 4340 templada y revenida cargadas con hidrógeno y calentadas a 150ºC por los tiempos mostrados.

La baja resistencia mecánica asociada a la fractura frágil por hidrógeno de los aceros se

atribuye al debilitamiento de las fuerzas de cohesión o de enlace entre los átomos de Fe debido al hidrógeno. Éste es fuertemente atraído por los núcleos de dislocaciones y puede ser transportado a través de la microestructura del acero mediante el movimiento de las dislocaciones. Dentro de una microestructura puede haber trampas reversibles para el hidrógeno como átomos de elementos de aleación y dislocaciones, e irreversibles tales como interfases con carburos e inclusiones. Los sitios irreversibles siempre serán sumideros de


19

hidrógeno pero dependiendo de las condiciones, los reversibles también pueden ser fuentes de hidrógeno que genere fragilización. A su vez, el hidrógeno aumentaría la movilidad de las dislocaciones helicoidales pero reduciendo su habilidad para el deslizamiento cruzado causando que éstos se concentren en pocos planos de deslizamiento. Cuando las dislocaciones se apilan en obstáculos tales como carburos o inclusiones, que como se ha mencionado también funcionan como trampas para el hidrógeno, las combinaciones de deslizamientos planares y la concentración de hidrógeno disminuyen las fuerzas cohesivas de los planos de deslizamiento llevando al modo de fractura por hidrógeno llamado decohesión de planos de deslizamiento (glide-plane decohesion).

En aceros de alta resistencia mecánica templados y revenidos, la fractura por hidrógeno es invariablemente intergranular. Por lo tanto, en aceros con estructuras de borde de grano sensibles a la fragilización de la martensita revenida, el hidrógeno disminuye aun más la resistencia a la fractura. Aun en los aceros endurecidos, tales como 4130, en los cuales la fragilización de la martensita revenida está asociada sólo con la formación de microhuecos de manera dúctil, el hidrógeno produce fractura intergranular en microestructuras revenidas a bajas temperaturas. La Fig. 10.20 muestra la cantidad de fractura intergranular en función de la temperatura de revenido para una probeta de acero 4130 cargada con hidrógeno y fracturada por flexión1. Todas las probetas revenidas a baja temperatura fallaron por fractura intergranular. Luego del revenido a alta temperatura 600 y 700ºC, el modo de fractura de las probetas cargadas con hidrógeno fue transgranular a través de la microestructura esferoidizada/ferrita, caracterizada por zonas de fractura planas abarcando varios granos austeníticos y nucleando en partículas de inclusiones.

Figura 10.20- Porcentaje de fractura intergranular en función de la temperatura de revenido de probetas de 4130 cargadas con hidrógeno.

Ataque por hidrógeno (Hydrogen attack)

Un tipo de daño bastante diferente asociado al hidrógeno en comparación con los

mecanismos de fragilización descriptos previamente, es el fenómeno conocido como ataque por hidrógeno. Es un proceso de daño que ocurre a altas temperaturas en aceros expuestos a altas presiones parciales de hidrógeno y es un tema de gran importancia en la industria petroquímica en lo referente a las válvulas de presión de aceros sometidos a altas presiones. El 1 B.D. Craig and G. Krauss, The Structure of Tempered Martensite and Its Susceptibility to Hydrogen Stress Cracking, Metallurgical Transactions A, Vol 11A, 1980, p 1799-1808.


20

daño toma forma de diversas fisuras en borde de grano que se desarrollan a partir de la nucleación, crecimiento y coalescencia de burbujas de metano. Un paso crítico en el proceso es la disolución de la cementita. El carbono se encuentra disponible y puede reaccionar con el hidrógeno para formar las burbujas de metano. La severidad del ataque por hidrógeno está determinada por la presión de hidrógeno, temperatura, tiempo y contenido de aleantes del acero.

El entendimiento del mecanismo del ataque por hidrógeno en especial el paso que requiere la disolución de la cementita, permitió el mejoramiento de los aceros con mayores adiciones de aleantes formadores de carburos. Los carburos más estables resisten la disolución y mejoran la resistencia al ataque por hidrógeno. La American Petroleum Institute (API) suministra guías para la selección de aceros para el servicio con hidrocarburos en forma de diagramas de Nelson1. La Fig. 10.21 muestra el diagrama de Nelson para varios aceros2. Las curvas muestran las condiciones de máxima temperatura/presión parcial de hidrógeno para las cuales no se observa ataque por hidrógeno. Los aceros al carbono se limitan a los menores valores de temperatura y presión mientras que los aceros aleados con elementos formadores de carburos como cromo y molibdeno, especialmente a altas concentraciones, muestran un mayor rendimiento.

Figura 10.21- Diagrama de Nelson mostrando la resistencia al ataque por hidrógeno de varios aceros en función de la temperatura de operación y la presión parcial de hidrógeno. Fragilización de aceros inoxidables ferríticos a 475ºC

La fragilización a baja temperatura llamada fragilización a 475ºC se desarrolla en el rango de temperaturas entre 400 y 500ºC y las causas que la originan fueron determinadas con dificultad debido a que no era resoluble ningún cambio estructural mediante microscopía óptica o difracción de rayos x. La fragilización está asociada a la precipitación a escala muy fina, resoluble solo con microscopía de transmisión electrónica de la fase designada como α’, que posee una estructura bcc con el parámetro de red casi igual al de la ferrita madre bcc.

1 Steel for Hydrogen Service at Elevated Temperatures and Pressures in Petroleum Refineries and Petrochemical Practice, API 941, American Petroleum Institute, 1970. 2 D.A. Canonico, Heavy-Wall Pressure Vessels for Energy Systems, Alloys for the Eighties, Climax Molybdenum Company, Greenwich, CT, 1980.


21

El descubrimiento de la fase α’ requirió de la modificación de la porción central del diagrama de fase Fe-Cr. Williams1 propuso la modificación que se muestra en la Fig. 10.22. Las líneas cortadas identifican un gap de miscibilidad en la solución sólida de la ferrita bcc. A altas temperaturas, los átomos de cromo y de hierro están distribuidos al azar en la red cristalina bcc pero a valores de composición y temperatura por debajo de las líneas cortadas, los átomos de cromo y de hierro tienden a separarse y agruparse. Por lo tanto, debido a que la difusión está limitada, algunas áreas se vuelven más ricas en átomos de hierro (estas áreas permanecen como la fase matriz α) o en átomos de Cr (estas áreas se convierten en la fase α’). La fase α’ se puede formar por nucleación y crecimiento de partículas discretas o se pueden desarrollar mediante un mecanismo conocido como descomposición espinodal, que produce finas agrupaciones de hierro y cromo sin interfases bien definidas. Independientemente del mecanismo de formación, la fase α’ es bastante fina con un tamaño del orden de los diez nanómetros.

La formación de la fase α’ a temperaturas cercanas a 475ºC genera cambios significativos en las propiedades mecánicas de los aceros inoxidables ferríticos. Uno de los más llamativos es el aumento de la temperatura de transición dúctil-frágil identificada mediante el cambio en la apariencia de la superficie de fractura. La dureza y la tensión de fluencia también muestran un aumento y la elongación una disminución significativas a medida que se desarrolla la precipitación de la fase α’. Estos cambios en las propiedades están acompañados por cambios en la deformación desde aquella caracterizada por la formación de celdas de dislocaciones y deslizamiento cruzado a otra caracterizada por arreglos de dislocaciones planares. El estudio realizado por Nichol et. al.2 muestra que los aceros inoxidables ferríticos de alto contenido de Cr y alta pureza (29Cr-4Mo-2Ni) fueron los más sensibles en comparación con los grados estabilizados, en especial con Ti que se mostró casi inmune a la fragilización a 475ºC.

Figura 10.22- Porción central del diagrama de fase binario Fe-Cr como fue modificado por Williams.

1 R.O. Williams, Further Studies of the Iron-Chromium System, Trans. AIME, Vol 212, 1958, p 497-502. 2 T.J. Nichol, A. Datta, and G. Aggen, Embrittlement of Ferritic Stainless Steels, Metall. Trans. A, Vol 11A, 1980, p 573-585.

cap10 fenómenos de fragilización en aceros tipo son los fenómenos de fragilización por...

Documents