El acero resistente al calor Cr₂₅Ni₂₀ (ACI HK 40), es un material importante que se utiliza ampliamente en dispositivos de hornos y tubos industriales de alta temperatura. Esta es una aleación base Fe(Cr(Ni con una matriz austenítica.^1-3

La formación de microestructuras de solidificación puede proporcionar información útil sobre el proceso de fundición en aleaciones base Fe(Cr(Ni. La ruta de solidificación y la posterior transformación sólida en las mismas, depende de su composición química [2]. Estudios previos realizados por Fu et al. ⁴ demostraron que las rutas de solidificación y las transiciones de fase se pueden predecir teóricamente de acuerdo con la composición en la aleación de equivalentes de Cr y Ni. Estos autores argumentaron que el análisis y evaluación de estos materiales pueden realizarse mediante el uso de diagramas de fases.

Kim et al. ⁵ y Whittaker et al. ⁶ plantean que la modelación de las transformaciones de fases permite aclarar los detalles de sus formaciones microestructurales de solidificación, especialmente de la última etapa. Inoue y Koseki ⁷, Calliari et al. ⁸ y Xianfei et al. ⁹, consideran que los datos de la modelación son muy importantes para evaluar sus propiedades y defectos en los procesos de fundición y soldadura.

Ding et al. ¹⁰ establecen que la ruta de transición de fase de la aleación ACI HK 40 es L → L + γ → L + γ + M₇C₃ → γ + M₇C₃ → γ + M₇C₃ + M₂₃C₆ → γ + M₂₃C₆. Estos autores concluyeron que en la aleación ACI HK 40, la dendrita γ primaria crece en un ángulo inclinado de aproximadamente 30° con respecto a la dirección del gradiente de temperatura, debido a la simetría cúbica subyacente. Fu et al.¹¹ determinaron que los carburos eutécticos precipitan directamente en el líquido, y este se vuelve más viscoso durante el proceso de enfriamiento.

Sin embargo, Argains-Juarez et al.¹² y Goković-Gekić et al. ¹³, afirman que, en casos reales, la secuencia de solidificación en aceros austeníticos también depende de la velocidad de solidificación, lo que influye en la posible competencia de crecimiento entre las fases sólidas estable y metaestable, a través del subenfriamiento cinético requerido para su crecimiento. Las variaciones en la tasa de solidificación también afectan la cantidad de ferrita, y provocan su aumento o disminución, dependiendo de la secuencia de solidificación para la tasa de solidificación considerada.

Guo et al. ¹⁴, reportan que durante el proceso de explotación de un tubo de aleación ACI HK 40 sometidos a altas temperaturas, los carburos primarios M₇C₃ y N_bC se transforman en carburos del tipo M₂₃C₆ y fases (, respectivamente, y que una gran cantidad de carburos secundarios del tipo M₂₃C₆ precipitaron en el interior de las dendritas. Estos autores demostraron que los cambios de fase en la aleación ACI HK 40 no solo afectan su microestructura durante el proceso de solidificación, sino que estas transformaciones pueden ocurrir también durante el proceso de explotación. De la misma forma Kondrat’ev et al. ¹⁵, demostraron que durante la exposición a 1 000 h y 1 150 ^ºC de una probeta de acero termorresistente ACI HP40 NbTi, los carburos eutécticos primarios se vuelven gruesos y una gran cantidad de carburos secundarios se precipitan en el interior de la dendrita.

Es importante considerar el comportamiento de la aleación durante la fundición, para garantizar un procesamiento eficaz del material (fundición, maquinado y tratamiento térmico) durante las etapas de elaboración de piezas sometidas a altas temperaturas y una microestructura que garantice el conjunto de propiedades y requerimientos durante las operaciones.^14,16

La obtención del diagrama de fases permite estudiar la evolución de las fracciones de fases sólidas, durante la solidificación en condiciones de equilibrio, en los rangos de temperatura y composición correspondientes a las zonas de precipitación de las fases obtenidas, en correspondencia con las propiedades mecánicas estimadas.^17,18 Además, se puede pronosticar la evolución de la microestructura del acero al someterlo a elevadas temperaturas, prevenir la precipitación de fases secundarias indeseadas como las fases sigma (σ), y predecir la viabilidad de aplicar tratamientos térmicos para inducir la precipitación de dichas fases secundarias, lo que podría incrementar la termoresistencia de la aleación.^10,16

La utilización de softwares informáticos especializados permite realizar la modelación y simulación de las transformaciones de fases, con mayor precisión y rapidez que los métodos tradicionales. El Thermo-Calc es un software flexible, aplicable para todo tipo de cálculo termodinámico y de diagramas multifases y multicomponentes arbitrarios, que contiene una base de datos que cubre 83 elementos químicos en estado puro, y 5 043 sustancias y compuestos químicos de las más disímiles naturalezas (metálicos, intermetálicos, sólidos, líquidos, gases y minerales) agrupados en distintos módulos, según sus características específicas.¹⁹

El programa utiliza cálculos de diagramas de fases para extrapolar descripciones termodinámicas, y luego aplicarlas a sistemas de “n” componentes, basado sobre la evaluación de datos experimentales de diagramas binarios, ternarios y de orden superior, incorporados a la base de datos. Con la utilización de varios modelos, se minimiza la energía libre de Gibbs de las fases en el sistema generado por el programa, y sobre la base de estos cálculos, se definen las fases y regiones de menor energía libre, donde las ecuaciones de balance, acción y conservación de masa se satisfacen a través de soluciones matemáticas y termodinámicas.²⁰

La técnica de Minimización de Energía Libre de Gibbs para el cálculo de equilibrio de fases, está soportada en 4 modelos: (1) Energía Libre de Gibbs (GES), para el tratamiento de las fases estables calculadas; (2) Cálculo de equilibrio heterogéneo (POLY), para el tratamiento de los cálculos en condiciones de equilibrio heterogéneo; (3) Tabulación (TAB), para el tratamiento de las derivadas de las funciones termodinámicas y sus constantes, y (4) Optimización de parámetros (PARROT), para el tratamiento de las variables termodinámicas evaluadas.

Thermo-Calc verifica cálculos termodinámicos, aplicando funciones termodinámicas de estado siguiendo la primera y segunda leyes de la termodinámica.

En las que G, A, U y H son las energías de Gibbs Helmholtz, interna y la entalpía, respectivamente (kJ · mol^-1); S es la entropía del sistema (kJ mol^-1 K^-1; T la temperatura (K); P es la presión (Pa); V el volumen (m³); ( es el potencial químico (kJ mol^-1 y N la cantidad de sustancia (Mole).

Estas funciones de estado simplifican la descripción del estado de equilibrio, con las correspondientes ventajas que reporta el uso de las mismas, dependiendo en cómo se controla el sistema según las cuatro posibilidades siguientes:

Cuando se controla la temperatura, presión y composición, la función más apropiada es la energía de Gibbs (G), debido a que G es mínima (ΔG = 0) durante el equilibrio.

En este trabajo se realiza la simulación del diagrama de fases de la aleación termorresistente ACI HK 40, modificada con la adición de diferentes contenidos de aluminio y boro, utilizando el software Thermo-Calc

Para la simulación de los diagramas, se utilizó el módulo TCFE4 de TCW.4 (versión 2010a). Inicialmente se estudiaron tres posibles variantes de aleaciones con diferentes contenidos de aluminio y boro (% en masa). Los cálculos se realizaron sobre la base de las composiciones prefijadas en la tabla 1, y las variaciones propuestas en la tabla 2.

Tabla 1

Elemento	% peso	Elemento	% peso	Elemento	% peso
Al	5,0	Cu	1,0	Nb	5,0
B	1,0	Mg	Trazas	Ni	22,0
C	5,0	Mn	20,0	O	Trazas
Co	15,0	Mo	10,0	P	Trazas
Cr	30,0	N	1,0	S	Trazas
Si	5,0	Ti	2,0	V	5,0
W	15,0	Fe	50,0 mínimo

Tabla 2

Elemento (%)	Aleación I (HK-40 + Al)	Aleación II (HK-40 + B)	Aleación III (HK-40 + Al + B)
C	0,4-0,45	0,4-0,45	0,4-0,45
Si (máx.)	1,0	1,0	1,0
Mn (máx.)	1,0	1,0	1,0
Cr	24,0	24,0	24,0
Mo (máx.)	0,5	0,5	0,5
Ni	22,0	22,0	22,0
Al	1,5	---	1,0
B	---	0,5	0,5
P (máx.)	0,015	0,015	0,015
S (máx.)	0,02	0,02	0,02
Fe	Balance (49,4)	Balance(50,4)	Balance(49,4)
Masa total (kg)	20	20	20

El análisis se efectuó considerando dos aspectos, la composición de la aleación: acero fundido altamente aleado en cromo, níquel y carbono, en presencia de otros microconstituyentes como silicio, manganeso y aluminio. Estos elementos poseen diferentes temperaturas de solidificación, pero a su vez, pueden reaccionar entre sí para formar otros compuestos intermetálicos, y en segundo lugar, este acero en estado de fundición es una microestructura compuesta fundamentalmente por dendritas.²¹

Luego de definidas las condiciones de temperatura (máxima: 1 400 ^°C) y presión (máxima: 100 000 Pa), así como la composición elemental porcentual de las aleaciones, se precisará el diagrama de fase correspondiente a cada aleación.

Para determinar y caracterizar de forma experimental las fases predominantes en las aleaciones para los diferentes estados, el grado de desajuste entre las partículas y la matriz, la morfología y los parámetros de la matriz ( y los precipitados de ('; se realizaron análisis con técnicas de Microscopía Electrónica de Barrido (MEB), utilizando un microscopio electrónico de barrido PHILIPS Xl 40 SFEG.

Las figuras 1, 2 y 3 muestran los resultados de los diagramas de fases simulados para las aleaciones I, II y III. Para la aleación I (figura 1) se reporta la evolución de las fracciones en por ciento en masa de las fases principales: líquido; fase austenítica “(”, y en menor cantidad la fase ferrítica “(" (hasta 5 % a 400 ^°C), correspondientes a la matriz metálica, fase (' y fases de carburos complejos del tipo M₇C₃ a elevadas temperaturas, en la región libre de (' y carburos del tipo M₂₃C₆ (alrededor de 28 %), que prevalecen hasta bajas temperaturas.

Fig. 1

Las temperaturas calculadas correspondientes al líquido, sólido y solubilidad de (' son 1 375 ^°C, 1 292 ^°C y 1 021 ^°C, respectivamente. El gráfico indica, además, los rangos de temperatura adecuados para los tratamientos de solubilización por encima de 1 287 ^°C, y envejecimiento por debajo de 1 021 ^°C, y la fracción de (' a las temperaturas de análisis 10-15 %.

Estos rangos de temperatura y composición correspondientes a las zonas de precipitación de las fases reportadas, sugieren la factibilidad de obtener un material con características termodinámicas similares a las de la aleación diseñada en correspondencia con las propiedades mecánicas prefijadas. Además, es posible pronosticar la evolución de la microestructura del acero al someterlo a elevadas temperaturas, prevenir la precipitación de fases secundarias perjudiciales como las fases σ, y predecir la viabilidad de aplicar tratamientos térmicos de envejecimiento para inducir la precipitación de fases (' secundarias, que junto a las fases de carburos M₂₃C₆ podrían incrementar las propiedades de termoresistencia de la aleación propuesta en los rangos de temperatura prefijados.

Fig. 2

Fig. 3

En los diagramas mostrados en las figuras 2 y 3 se aprecia un incremento en la cantidad de fases sigma precipitadas (35 %) hasta temperaturas de 400 ^°C, la ausencia de fases (', y un descenso en las cantidades de carburos del tipo M₂₃C₆ (alrededor de 10 %).

La presencia de una estructura austenítica con extensas bandas de carburos distribuidos en el borde de los granos y precipitados intermetálicos dispersos en la matriz de la aleación I y la existencia de una fase ferrítica con fracciones volumétricas superiores al 10 % y fases sigma en las aleaciones II y III, permiten validar el criterio de selección de la aleación I como la idónea para evaluar su comportamiento mecánico, fundamentalmente el conjunto de requisitos metalúrgicos relacionados con la estabilidad microestructural y presencia de las fases deseadas.

Dedicado al 75 aniversario de la Universidad de Oriente.