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INFLUENCIA DEL TRATAMIENTO TÉRMICO DE REVENIDO EN LA ENERGÍA ABSORBIDA DE UN ACERO ASTM A572 TEMPLADO DESDE UNA

TEMPERATURA INTERCRÍTICA DE 770 °C

JUAN PABLO PRADA LONDOÑO LUIS DAVID CORTES ALARCÓN

UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS FACULTAD TECNOLÓGICA

INGENIERÍA MECÁNICA BOGOTÁ D.C.

2017

INFLUENCIA DEL TRATAMIENTO TÉRMICO DE REVENIDO EN LA ENERGÍA ABSORBIDA DE UN ACERO ASTM A572 TEMPLADO DESDE UNA

TEMPERATURA INTERCRÍTICA DE 770 °C

JUAN PABLO PRADA LONDOÑO LUIS DAVID CORTES ALARCÓN

Proyecto de grado para optar al título de Ingeniero Mecánico

Tutor CARLOS ARTURO BOHÓRQUEZ ÁVILA

Ingeniero Mecánico

UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS FACULTAD TECNOLÓGICA

INGENIERÍA MECÁNICA BOGOTÁ D.C.

2017

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CONTENIDO

pág.

INTRODUCCIÓN ..................................................................................................... 6

1. DEFINICIÓN DEL PROBLEMA ......................................................................... 7

2. JUSTIFICACIÓN ............................................................................................... 8

3. OBJETIVOS ...................................................................................................... 9

3.1 OBJETIVO GENERAL ................................................................................... 9

3.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS .......................................................................... 9

4. MARCO REFERENCIAL ................................................................................. 10

4.2 MARCO TEÓRICO ....................................................................................... 10

4.2 ANTECEDENTES ........................................................................................ 21

5. DISEÑO METODOLÓGICO ............................................................................ 40

5.1 DEFINICIÓN DE HIPÓTESIS ....................................................................... 40

5.2 DEFINICIÓN DE LA PROPIEDAD DEL MATERIAL A EVALUAR ............... 40

5.3 DEFINICIÓN DEL MATERIAL ...................................................................... 41

5.4 DEFINICIÓN DEL TRATAMIENTO TÉRMICO ............................................. 42

5.4.1 Definición de las condiciones del temple ................................................... 42

5.4.2 Definición de las condiciones del revenido ................................................ 44

5.5 DEFINICIÓN DE LA MUESTRA ................................................................... 46

5.5.1 Cantidad de muestras ............................................................................... 46

5.5.2 Fabricación de muestras ........................................................................... 47

5.6 PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL........................................................... 51

5.6.1 Procedimiento para los tratamientos térmicos ........................................... 51

5.6.1.1Temple .................................................................................................... 52

5.6.1.2 Revenido ................................................................................................ 52

5.6.2 Procedimiento de ensayo de dureza ......................................................... 53

5.6.3 Procedimiento de ensayo de impacto ....................................................... 54

5.6.4 Procedimiento para evaluación de las microestructuras ........................... 54

5.6.5 Procedimiento de ensayo de microdureza ................................................ 56

6. RESULTADOS Y DISCUSIÓN ........................................................................ 57

6.1 DUREZA ....................................................................................................... 57

4

6.2 RESISTENCIA AL IMPACTO ....................................................................... 58

6.3 COMPARACIÓN DE PROPIEDADES.......................................................... 59

6.4 MICROESTRUCTURA ................................................................................. 61

6.5 ANÁLISIS DE FRACTURA ........................................................................... 66

6.6 MICRODUREZA ........................................................................................... 77

7. CONCLUSIONES ............................................................................................ 78

BIBLIOGRAFÍA ...................................................................................................... 79

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RESUMEN

Una muestra de acero ASTM A572 fue dividida en piezas menores conformando especímenes de prueba de impacto Charpy Tipo A, los cuales fueron sometidas a un tratamiento térmico de temple intercrítico y a diferentes tiempos de revenido y temperaturas de revenido debajo de la temperatura critica para obtener un acero con estructura Dual Phase. Se llevó a cabo un ensayo de impacto a las probetas para observar la ductilidad o fragilidad del material. Se observaron las microestructuras resultantes con un microscopio óptico y se realizó ensayos de dureza y microdureza. Finalmente se evaluó y caracterizó el comportamiento del material obtenido con las técnicas mencionadas para relacionar la energía absorbida.

Palabras clave: doble fase, tratamiento térmico, templado intercrítico, energía absorbida, ensayo de impacto.

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INTRODUCCIÓN

Esta investigación significa un avance en el estudio de los diferentes materiales con los que cuenta la industria.

El análisis de los materiales, en su desarrollo teórico practico, que predomina en la construcción de diseños de ingeniería, el cual busca un análisis especifico y de proporción de los materiales, en especial cuando se modifican sus propiedades cuando se realiza alguna operación. Tiene varios alcances, que permiten detectar la más mínima alteración en sus propiedades mecánicas, las fallas súbitas del material, que puedan ser derivadas en su microestructura o bien en su superficie, como también en sus procesos de manufactura y operación. Esto es un aspecto muy favorable en el estudio de materiales, debido a que se busca estudiar el comportamiento en diferentes momentos y situaciones que pueden ayudar a generar una investigación transversal de diferentes áreas, en especial las industriales, que permitirán diseños más acertados para máquinas a manera de ejemplo, optimizar los procesos de mantenimiento, comportamiento de fallas, simulaciones dinámicas, entre otras.

Como es constante, en el estudio y desarrollo de materiales, en esta área se innova y por lo tanto se crean nuevos tipos de materiales, y como evidencia de esto se encuentra los aceros bajos de carbono y que tiene un alto contenido de manganeso, de los que se encuentran algunas investigaciones sobre sus propiedades mecánicas, pero la información no tiene un espectro amplio en relación a estudios sobre tratamientos térmicos a niveles intercríticos, por ello existe la necesidad de conocer cómo se comporta el material a nivel microestructural, y como cambian sus propiedades cuando son sometidos a mencionados tratamientos.

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1. DEFINICIÓN DEL PROBLEMA

Los tratamientos térmicos tienen un efecto que repercute directamente en las propiedades mecánicas en los materiales. Los aceros son creados o modificados diariamente y es necesario someterlos a diferentes procesos para utilizarlos en campos de acción muy específicos, generando entradas para el diseño y desarrollo de productos.

Se necesita saber cómo cambia la energía absorbida de un material como el acero ASTM A572 el cual es utilizado como acero estructural con menor peso que el A36 cuando se somete a un tratamiento térmico que ocasione una transformación de fase y consiguientemente un cambio de propiedades.

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2. JUSTIFICACIÓN

La idea de esta investigación es la ampliación de la información disponible de este tipo de acero, que permita realizar una sinergia entre la industria colombiana y la academia contribuyendo a la generación de futuras investigaciones, con base en este trabajo y que sirvan de soporte para nuevos usos en otros campos de aplicación.

Para esta investigación se tienen en cuenta los siguientes aspectos:

• Social: Esta investigación repercutirá con sus resultados en la mejora de producción en el sector industrial, que en ocasiones se ve afectada por la limitación de las propiedades y características de los aceros.

• Tecnológico: Con este estudio se procura buscar nuevos conocimientos de la relación de los tratamientos térmicos en los aceros, que podría ampliar el campo de aplicación para este material.

• Económico: Este tipo de investigaciones en la industria generan un alto costo de inversión que en muchas situaciones tienen largos periodos de aplicación para que sea efectiva, por lo anterior con esta investigación se esboza la reducción en los costos y tiempos para generar una mayor oportunidad y eficacia al sector industrial.

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3. OBJETIVOS

3.1 OBJETIVO GENERAL

Establecer la influencia del revenido en la energía absorbida de un acero ASTM A572 templado desde una temperatura intercrítica de 770 °C.

3.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS

• Calcular las temperaturas intercríticas y número de probetas para el tratamiento y la temperatura de revenido.

• Establecer la secuencia de los tiempos y temperaturas que se utilizarán para el tratamiento térmico de temple y revenido.

• Realizar las pruebas de impacto según la norma ASTM E-23 para determinar la influencia del tiempo de revenido en la resistencia del material y hacer un análisis de fractura.

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4. MARCO REFERENCIAL

4.2 MARCO TEÓRICO

El acero es definido usualmente como una aleación de hierro carbono, que varía entre el 0,02 % y el 2% de carbono de su composición química aproximadamente. Los aceros pueden tener una gran variedad de propiedades que dependen de la composición química, de sus fases y su microestructura.

Se debe resaltar que la gran mayoría de aceros que se usan en la industria se encuentran con una designación normalizada que se identifica mediante cifras, letras, signos, etc. Para cada tipo de material existen dos designaciones, una simbólica y otra numérica.

La designación simbólica abarca las características físicas, químicas o bien tecnológicas del material y la designación numérica tiene como objetivo brindar una codificación alfanumérica que facilite las especificaciones internacionales como son la AISI (American Iron and Steel Institute), ASTM (American Society for Testing And Materials), también se encuentra la norma DIN Deutsches Institut für Normung) y las normas ISO (International Organization for Standarization)1 para clasificar los elementos en grupos que facilitan su identificación. Los aceros aleados que contienen uno o más elementos diferentes del carbono y estos aplican una influencia variada, permiten la obtención de aceros con diferentes características que no se podrían alcanzar con aceros ordinarios o aceros al carbono.

Se presenta a continuación las características de los elementos aleantes más comunes2:

• Aluminio (Al): Se usa en pequeñas cantidades y funciona como desoxidante generando un acero de grano fino.

• Cromo (Cr): Aumenta el endurecimiento y optimiza la resistencia al desgaste y corrosión.

• Mg (Manganeso): Funciona como un desoxidante, facilita las operaciones de trabajo en caliente, además aumenta la penetración de temple como también optimiza la resistencia y dureza.

1 AMERICAN SOCIETY FOR METALS. ASM Handbook Volume 1 Properties and Selection Irons, Steels, and High-Performance Alloys. pág. 393. 2002. ISBN 0-87170-379-3. ASM International. 2 Ibíd., p. 354-356

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• Níquel (Ni): Mejora las propiedades de tratamiento térmico puesto que disminuye la temperatura de endurecimiento. Si se aplica junto con el cromo incrementa la dureza y resistencia la desgaste.

• Silicio (Si): Tiene trabajo como desoxidante y a su vez aumenta la dureza. • Azufre (S): Este es una impureza que por lo general tiene un valor bajo. Pero

es de aclarar que en ocasiones se agrega una cantidad que va de los (0,06 a 0,30%), esto con el fin de aumentar su maquinabilidad de los aceros aleados y al carbono.

• Titanio (Ti): Empleado como desoxidante y evita el crecimiento de grano, con ello aumenta la resistencia a altas temperaturas.

• Wolframio (w): Es muy usado para aceros de aleación para herramientas, entregando una gran resistencia al desgaste y dureza a altas temperaturas.

• Vanadio (V): Ayuda con la formación de granos de tamaño fino, que aumenta la resistencia a los impactos y la resistencia a la fatiga.

• Niobio (Nb): En pequeñas cantidades el niobio incrementa el esfuerzo de fluencia y a su vez puede aumentar un poco la resistencia a la tracción. Un porcentaje de 0,2 Nb puede llegar a aumentar el esfuerzo de fluencia de 70 a 100 MPa.

De igual forma las aleaciones tienen dos amplios campos como son los aceros de baja aleación de alta resistencia y los aceros de media aleación de ultra resistencia.

Los aceros de media aleación de ultra resistencia son aceros estructurales que se encuentran en constante evolución, puesto que no se ha establecido un nivel de fuerza normalizada que permita globalizar el termino, en razón a que se han desarrollado en gran medida aceros con fines estructurales y cada vez con mayor resistencia, el posible rango de resistencia para emplear el termino de aleación de ultra resistencia a cambiado gradualmente, pero por lo general cumplen con límites de fluencia mínimos que exceden el orden de los 1380 MPa o 200 ksi y tienen principal aplicación en construcciones estructurales3.

Los aceros de baja aleación de alta resistencia High Strength Low Alloy (HSLA) son designados de esta manera porque proporcionan unas propiedades mecánicas, como una gran resistencia a la corrosión a diferencia de los aceros convencionales al carbono. Los aceros convencionales son designados para cumplir propiedades mecánicas especificas en comparación a los aceros HSLA que manejan esfuerzos de fluencia por encima de los 275 MPa o 40 ksi, esto es gracias a la composición química que puede variar para cumplir propiedades mecánicas más específicas, los aceros HSLA tienen un bajo contenido de carbono (0.50 a 0,25 %), como también contenidos de manganeso de alrededor del 2%, y pequeñas cantidades de cromo, níquel, molibdeno, cobre, nitrógeno, vanadio, 3 Ibíd., p. 1118

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niobio, titanio y circonio se utilizan en diversas combinaciones. Estos aceros tienen como principales aplicaciones las líneas de gas y de aceite, industria naval, industria automotriz y recipientes a presión entre otras.4

También se encuentran la gama de aceros doble fase, Dual-Phase Steels, que se han enfocado principalmente en las aplicaciones que involucran chapas laminadas en frio o en caliente, que contengan alrededor del 0,1% de Carbono, este contenido se disminuyó debido a la necesidad de generar una buena soldabilidad por punto. Pero en un periodo de tiempo reciente se ha enfocado el desarrollo de esta gama de aceros con un mayor contenido de carbono (0,2 a 0,4% C) que extiende su área de aplicación a forjado o barras. Se debe aclarar que estos últimos no se pueden soldar fácilmente debido a sus grandes niveles de carbono. Una composición característica de los aceros doble fase es 0,40%C, 1,49% Si, 0,84% Mn, 0,005% P, 0,006% S, 0,035% Al y 0,0024%N. En los aceros de doble fase con alto contenido de carbono contienen una combinación única en su elongación total y resistencia a la tracción, esta última aumenta hasta los 1040 MPa (150 ksi), pero la elongación total permanece constante al 30%5.

4.1.1 Acero ASTM A572

Es una clase de acero estructural y de uso industrial laminado en caliente (HSLA) el cual consigue su resistencia debido a la adición de microaleantes (Niobio o Vanadio), lográndose una reducción u ahorro de peso.

El grado de este acero equivale a la resistencia de fluencia en ksi, la especificación normalizada ASTM A572/A572M-15 considera cinco grados de acero: grados 42 [290], 50 [345], y 55 [380] están previstos para estructuras remachadas, atornilladas o electrosoldadas. Los Grados 60 [415] y 65 [450] están previstos para construcción remachada o atornillada de puentes, o para construcción remachada, atornillada o electrosoldada6.

Pueden presentarse tres tipos de acero en cada grado. Tipo 1: 0.005% a 0.05% de niobio; tipo 2: 0.01% a 0.15% de vanadio; y tipo 3: 0.05% máximo de niobio y 0.02% a 0.15% de vanadio7.

Entre las aplicaciones generales de este acero están estructuras metálicas, vigas soldadas, puentes, torres de energía, eólicas y para comunicación, edificaciones soldadas, remachadas o atornilladas, herrajes eléctricos, postes tronco-cónicos y señalización. Las propiedades con las que debe cumplir aparecen en la tabla 1.

4 Ibíd., p. 388 5 Ibíd., p. 1115 6 ASTM A572 / A572M-15, Standard Specification for High-Strength Low-Alloy Columbium-Vanadium Structural Steel, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2015, www.astm.org 7 ICONTEC INTERNACIONAL. NTC 1985 Aceros de calidad estructural de alta resistencia baja aleación al niobio – vanadio. 2017.

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Tabla 1. Requerimientos de Tensión ASTM A572

Grado Límite de elasticidad (min)

Resistencia a la Tracción (min)

Porcentaje mínimo de Elongación (%)

Ksi (MPa) ksi (MPa) 8 in/200 mm 2 in/50 mm 42 (290) 42 290 60 415 20 24 50 (345) 50 345 85 450 18 21 55 (380) 55 380 70 495 17 20 60 (415) 60 415 75 520 16 18 65 (450) 65 450 80 550 15 17

Fuente ASTM.

El acero A572 Grado 50 es empleado en la construcción de estructuras metálicas. Dentro de las principales aplicaciones están plataformas para la industria petrolera puentes, torres de energía, torres para comunicación, herrajes eléctricos, señalización y edificaciones remachadas, atornilladas o soldadas. Se utiliza cuando se desea disminuir los espesores en diseño gracias a su mayor resistencia comparada con la lámina A-368.

4.1.2 Diagramas de Fase

Son representaciones graficas de las fases presentes en un conjunto de materiales a diversas temperaturas, presiones y composición química. En gran mayoría estos diagramas se crearon a partir de una condición de equilibrio (enfriamiento lento), que son usados para comprender y proyectar en muchos aspectos el posible comportamiento de los materiales Los diagramas más usados tienen como ejes de referencia la temperatura versus la composición.

Es importante referenciar que tipo de información puede llegar a brindar un diagrama de fases como lo son9:

• Identificar que fases se encuentran presentes con diferentes composiciones y temperatura bajo condiciones de enfriamiento lento.

• Obtener la solubilidad, bien sea en el estado sólido y en equilibrio de un elemento (compuesto).

• Determinar el valor de la temperatura a la cual una aleación enfría bajo condiciones de equilibrio, se comienza a solidificar y la temperatura a la cual ocurre la solidificación.

• Tener presente a que temperatura da inicio la fundición de diferentes fases.

8 COMPAÑÍA GENERAL DE ACEROS. Lamina Hot Rolled (ASTM A-572) Grado 50. [Página web]. Disponible en: http://www.cga.com.co/productos-y-servicios/productos/a-572 9 AMERICAN SOCIETY FOR METALS. ASM Handbook Volume 4 Heat Treating. pág.19. 2002. ISBN 0-87170-379-3. ASM International.

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4.1.3 Diagrama de Hierro Carbono (Fe – C)

Figura 1. Diagrama de Fe – C con 6,67% de C

Fuente ASM.

Ac1: Es la temperatura en la cual la austenita comienza a formarse durante el calentamiento.

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Ac3: Es la temperatura a la cual se completa la transformación de ferrita y pasa a ser austenita durante el calentamiento.

Ms: Es la temperatura para cualquier aleación y es la temperatura en la cual la martensita comienza a formarse al momento de enfriarse.

Mf: Temperatura a la cual la formación de martensita al momento de enfriar está casi terminada.

La base para entender los tratamientos térmicos en los aceros es el diagrama de fase de hierro carbono, puesto que el hierro en su estado puro tiene dos cambios en la estructura cristalina antes de fundir. A temperatura ambiente la forma estable se denomina ferrita (α) y tiene una estructura BBC. Para la ferrita cuando se expone a 912 ºC tiene una transformación a austenita FCC o hierro (γ), esta se mantiene hasta los 1394 ºC. Ahora bien, es de tener en cuenta que los aceros y fundiciones tienen porcentajes de carbono inferiores a 6,7% de C. Por ello se debe diferenciar entre aceros y fundiciones, el criterio es el siguiente:

• Aceros entre el 0,008 y 2,11% en peso de Carbono. • Fundiciones entre el 2,11 y 6,7% en peso de Carbono.

Para este tipo de diagramas siempre es importante realizar el estudio del desarrollo de microestructuras, a manera de ejemplo la microestructura de un acero eutectoide es análoga comparada con una aleación eutéctica. En un enfriamiento con composición eutectoide, se tiene austenita en un inicio, cuando sobre pasa dicho punto se forman láminas de ferrita y cementita que se denomina a esta fase perlita.

Ahora bien, para aceros hipoeutectoides son los que contienen un porcentaje de carbono mejor a los eutectoide entre el orden de 0,022 y 0,70% de C se tiene austenita en el principio, a continuación, se forman los granos de ferrita con austenita y con ello se supera la temperatura eutectoide10.

4.1.4 Fases

4.1.4.1 Austenita: Es una solución sólida que está compuesta de uno o más elementos, además tiene una estructura cúbica centrada en el cuerpo (BBC), con la salvedad que indique lo contrario, a manera de ejemplo como es el caso de la austenita del níquel, generalmente se supone que el soluto es carbono.

4.1.4.2 Bainita: Es un compuesto metaestable que está conformado por carburo disperso en la ferrita que resulta de la trasformación de austenita a temperaturas por debajo del rango de la perlita, pero está por encima de la temperatura Ms (Temperatura a la cual la martensita comienza a formarse cuando se enfría). 10 Ibíd., p. 14-17

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4.1.4.3 Martensita: Es un término general empleado en las microestructuras formadas a partir de una transformación de fase, sin difusión, en la cual la fase principal y el producto resultante tienen una similitud cristalográfica específica. Esta se caracteriza por un patrón acicular en su microestructura, en las aleaciones ferrosas y no ferrosas. En las aleaciones donde los átomos de soluto ocupan posiciones intersticiales en la red martensítica (a manera de ejemplo el carbono en el hierro), la estructura se endurece y es tensa; pero en donde los átomos ocupan posiciones de sustitución (como el caso de níquel en el hierro), la martensita es suave y dúctil. Es de aclarar que la cantidad de martensita que se genera de la fase de alta temperatura sucede durante el enfriamiento y depende directamente de la temperatura más baja que se pudiera alcanzar, esto quiere decir que puede existir una temperatura inicial muy distinta a (Ms) y una temperatura a la cual la trasformación se completa (Mf).

4.1.4.4 Ferrita: Es una solución sólida compuesta por uno o más elementos, su estructura es cúbica centrada en el cuerpo (BBC). Excepto que se indique lo contrario como ocurre con la ferrita de cromo. En algunos diagramas de fase, hay dos regiones características de ferrita que están separadas por un área de austenita. Para el área inferior se le denomina ferrita alfa; para la parte superior se tiene ferrita delta (ver figura 2).

Figura 2. Formación de ferrita-perlita en un acero 1040

Fuente ASM.

4.1.4.5 Perlita: Es un agregado laminar metaestable de ferrita y cementita resultante de la transformación de austenita a temperaturas superiores al rango de bainita.

4.1.5 Diagramas de Transformación

Los aspectos cinéticos de las transformaciones de fase son igual de importantes a los diagramas de equilibrio para el enfriamiento térmico de los aceros. La fase

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martensítica metaestable y la bainita microconstituyente metaestablemente es morfológica, que son de gran importancia para las propiedades de los aceros, en general se pueden crear con un enfriamiento eficaz a temperatura ambiente, en otras palabras, es cuando la difusión del carbono y los elementos aleantes se limita a un rango corto. La bainita es una mezcla de ferrita y cementita. Ahora bien, la martensita es el constituyente más duro, este se forma a partir de una transformación de cizallamiento cuando se realizan enfriamientos severos de la austenita sobresaturada. Su dureza aumenta regularmente con un contenido de carbono cercano al 0,7% en peso. Si a estas formaciones se les somete a una temperatura moderadamente elevada, se descompone en distribuciones más estables de ferrita y carburo, este proceso de recalentamiento se conoce como templado o revenido.

Se pueden describir con mayor detalle lo que sucede durante la transformación de cambio de fase y para ello se encuentran cuatro tipos diferentes de diagramas como son:

• Diagramas de trasformación isotérmica que describen la formación de austenita.

• Los diagramas de transformación isotérmica Isothermal Transformation (IT) que se conocen también como transformación de la temperatura en el tiempo time-temperature-transformation (TTT) que describen la formación de la austenita.

• Diagramas de transformación de calentamiento continuo Continuous heating trasformation (CTH).

• Diagramas de transformación de enfriamiento continuo Continuous cooling transformation (CCT).

4.1.6 Tratamientos térmicos

Estos tratamientos consisten en el calentamiento y enfriamiento de un metal o aleación sólida, de tal manera que se generen las condiciones o bien propiedades deseadas. Ahora bien, estos tratamientos incluyen alivio de tensión, recocido, normalización, calentamiento y temple de aire, es de tener en cuenta que todo tratamiento térmico de material ferroso tiene implícito grandes periodos de tiempo y a su vez se requiere de temperatura para generar las tres fases la recuperación, la recristalización y crecimiento de grano11.

11 Ibíd., p. 757

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4.1.6.1Temple12: Es un tratamiento térmico que consiste en el recalentamiento del material, con la finalidad de disminuir la dureza y aumentar la tenacidad. Consiste en la austenización, el enfriamiento rápido y posterior revenido, esto con el fin de dejar intacta la estructura martensítica o bien la bainita revenida.

El proceso por medio del cual se logra realizar este tratamiento térmico y que se enunciarán a continuación serán para los temples neutros, esto quiere decir que la composición química de la superficie de los aceros de las piezas no se verá afectada durante el proceso.

En la industria, el temple por enfriamiento directo es el más habitual para el endurecimiento del acero y consta de lo siguiente:

• Como primer paso se debe calentar por etapas hasta obtener la temperatura de temple, que según corresponda el tipo de acero está en el orden de los (800 a 1200 ºC). Es de aclarar que en el rango comprendido de los 730 y 900 ºC depende nuevamente del tipo de acero, se generara una transformación de fase de la microestructura en la austenita.

• En el segundo paso se debe mantener esta temperatura de temple y posterior austenización, esto con el fin de igualar la temperatura de las piezas y transformar la microestructura en austenita.

• El tercer paso tiene como objetivo enfriar la pieza directamente desde la temperatura de austenización en un medio que permita generar la transferencia de calor. Este tipo de medio por lo general es agua o se puede emplear también la sal líquida, aceite o nitrógeno a alta presión, esto depende como resalto con anterioridad al tipo de acero y también a las dimensiones de la pieza. La velocidad a la cual se enfríe debe ser constante y alta para evitar que el material regrese a la estructura blanda original.

Ahora bien, dependiendo del tipo de acero el temple puede aportar los siguientes ítems que benefician al material:

• Las piezas que tienen un peso elevado pueden llegar a generar una relación ideal entre la resistencia, solidez y resistencia a la temperatura.

• Al obtener un grado incrementado de resistencia, está la posibilidad de disminuir el peso e incrementar la rigidez del material.

• Los materiales que son destinados para los usos de herramientas y matrices, tienen una gran ganancia respecto a la resistencia al desgaste y calor, sin perder sus propiedades de dureza.

12 BODYCOTE. Tratamiento térmico, Temple y revenido, Temple neutro. [Página web]. Disponible en: http://www.bodycote.com/es-ES/services/heat-treatment/harden-and-temper/neutral-hardening.aspx

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• Para el caso de aceros y aleaciones inoxidables martensíticos, se ve incrementada la resistencia a la corrosión después de realizar este tratamiento térmico.

Las principales aplicaciones para este tratamiento térmico tienen un alcance amplio en los denominados aceros de ingeniería como son:

• Piezas industriales como arboles de trasmisión, barras de soporte, marcos, tuercas y tornillos, argollas de izado, etc.

• Piezas industriales similares como las mencionadas en el ítem anterior, pero que se vean sometidas a altas temperaturas.

• Muelles de todo tipo y aplicación sin importar sus dimensiones. • Herramientas de corte, laminado, etc. Se toman en cuenta las herramientas

que se dispongan para trabajo en frío o bien en caliente. • En matrices de fundición, corte, laminado, estampado, punzonado, en

fundición de plástico y aluminio, como también en matrices de extrusión. • En piezas fabricadas en acero inoxidable que requieran altos valores de

resistencia a la corrosión como se ven en la industria alimentaria y médica.

4.1.6.2 Revenido13: Es un tratamiento térmico a baja temperatura (por debajo de Ac1), que es efectuado con regularidad después de realizar un templado neutro u otras modalidades, y esto con el fin de alcanzar la proporción de dureza y resistencia deseada.

Con este proceso se reduce en gran medida la dureza del material y aumenta la solidez, también permite tener una equivalencia entre la dureza y resistencia, esto enfocado dentro de una aplicación específica.

El revenido puede tener tres grandes grupos principales, como son:

• Revenido de baja temperatura, este se encuentra en el orden de los (160 a 300ºC) y es empleado en componentes de cementación como también para acero para herramientas de trabajo en frio y tienen un requerimiento de dureza que puede llegar a los 60 HRC.

• Revenido de media temperatura, se encuentra entre los (300 – 500 ºC), es empleado en los aceros para muelles o aplicaciones a fin, se refiere un requisito de dureza alrededor de los 45 HRC.

• Revenido a alta temperatura, oscila entre los 500 ºC en adelante y es usado en aceros enfriados rápidamente y en revenidos

El revenido se compone de tres fases representativas que son:

13 BODYCOTE. Tratamiento térmico, Temple y revenido, Revenido. [Página web] Disponible en: http://www.bodycote.com/es-ES/services/heat-treatment/harden-and-temper/tempering.aspx

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• Calentamiento de una temperatura inferior a la crítica. • Mantenimiento de la temperatura para que sea homogénea en toda la

pieza. • El enfriamiento debe ser a velocidad variable.

Los factores que influyen en el proceso de revenido son:

• La temperatura de revenido sobre las características mecánicas. • El tiempo de revenido. • La velocidad de enfriamiento. • Las dimensiones de la pieza.

El revenido genera la precipitación de partículas de carburo son finas de su compuesto martensítico hierro–carbono y la transformación gradual de la estructura cristalina de BCT a BCC y esta nueva estructura es denominada martensita revenida.

4.1.7 Fragilidad

Es la pérdida severa de ductilidad o dureza o ambos, que puede tener un metal o aleación. Muchas formas de fragilización pueden conducir a una fractura frágil, se puede presentar durante el calentamiento térmico, o también por operaciones a temperaturas elevadas (fragilización inducida térmicamente). Algunas de estas formas de fragilidad, que afectan a los aceros, incluyen fragilidad azul, fragilidad a 885 °F (475 °C), fragilización de la fase de extinción, fragilidad de fase sigma, fragilidad de deformación, fragilidad del temple, fragilización de la martensita templada y fragilidad térmica. Además, los aceros y otros metales y aleaciones pueden verse perjudicados por las condiciones ambientales (fragilidad asistida por el medio ambiente). Las formas de fragilidad ambiental incluyen fragilidad ácida, fragilidad cáustica, fragilidad por corrosión, fragilidad por ruptura, fragilidad por fluencia, fragilidad por hidrógeno, fragilización de metales líquidos, fragilidad de neutrones, fragilidad de la soldadura, fragilidad de metales sólidos y agrietamiento por corrosión bajo tensión.

4.1.8 Ductilidad

Es la capacidad de un material para lograr deformarse plásticamente sin generar una fractura, esta es medida por la elongación o bien la reducción de área que es producto de una prueba de tracción.

4.1.9 Fractura Dúctil

Es una fractura caracterizada por la rasgadura de metal acompañada por una distintiva deformación plástica que tuvo un gasto de energía considerable.

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4.2 ANTECEDENTES

Influencia del tiempo de revenido en la velocidad de propagación del sonido en un acero 1045 templado desde una temperatura de 760 °C

Prada y Quintero14 evaluaron en un documento una primera aproximación de la influencia del tiempo de revenido en la velocidad de propagación del sonido en un acero 1045 templado desde una temperatura de 760 °C, en la que dicho material en probetas con una dimensión de 51 mm x 51 mm x 21 mm fue sometido a un temple intercrítico y un revenido para obtener un acero con estructura Dual Phase. Observaron las microestructuras resultantes con un microscopio óptico y establecieron una relación de microestructura, velocidad del sonido y dureza de cada probeta.

Tabla 2. Promedio de las durezas (HV) de las probetas que fueron templadas respecto al tiempo de revenido.

Fuente Autores.

De acuerdo a la tabla 2 y la figura 3 evidenciaron que la mayor dureza se presentó en la probeta sometida a temple en agua que no fue expuesta al tratamiento de revenido, diferenciándose de las probetas que si se sometieron a revenido.

Figura 3. Gráfica que relaciona la dureza (HV) respecto al tiempo de revenido.

Fuente Autores. 14 PRADA LONDOÑO, Juan Pablo y QUINTERO SALGUERO, Michael Andrés. Influencia del tiempo de revenido en la velocidad de propagación del sonido en un acero 1045 templado desde una temperatura de 760 °C. Artículo Científico. Bogotá D.C. Universidad Distrital Francisco José de Caldas. Facultad Tecnológica, 2014. 10 p.

SIN REVENIDO 1 HORA 2 HORAS 4 HORAS SIN REVENIR 1 HORA 2 HORAS 4 HORAS769.3 242.3 244.0 231.7 267.3 244.4 242.0 234.6

AGUA ACEITE

22

Figura 4. Gráfica que muestra la velocidad de propagación del sonido frente al tiempo de revenido.

Fuente Autores.

En la figura 4 indicaron que: “se evidencia el cambio de velocidad con respecto al tiempo de revenido en las probetas tanto de agua como de aceite donde se destaca el cambio entre la probeta de agua sin revenir con respecto a las demás. Mediante dicha gráfica se puede establecer que la probeta enfriada en aceite y no sometida a revenido permitió una mayor velocidad de desplazamiento del sonido frente a las otras probetas15”.

Algunas conclusiones de Prada y Quintero16 fueron:

• Mediante las velocidades en el ultrasonido halladas con respecto a las probetas sometidas a los tratamientos de templado y revenido afirmaron que su microestructura afecta la velocidad a la que el sonido se desplaza a través de ellas, por lo que puede estimarse la fase estructural de una probeta utilizando la velocidad del ultrasonido.

• En la gráfica de dureza respecto a la velocidad de propagación del sonido, (figura 1) se evidenció que luego de 2 horas de revenido la dureza tanto del agua como del aceite tendieron a igualarse lo que conlleva a que el efecto del templado después de haber sido sometido a más de 2 horas de revenido se perdiera sin importar el método de templado.

Los autores demostraron finalmente que mientras mayor fuera la dureza de la probeta y menor el impacto de enfriado en un fluido, la velocidad de propagación del sonido será mayor con respecto a si posteriormente es aplicado un proceso de revenido.

15 Ibíd., p. 6 16 Ibíd., p. 9

23

Se encontró en la investigación que se mantuvo el revenido por tiempos relativamente prolongados y con un espectro grande en pos de caracterizar el material. Los datos de dureza obtenidos a partir del revenido sostenido por una hora no presentan variaciones significativas y se detectó un comportamiento decreciente de la dureza en el tiempo no investigado anterior a una hora.

Influencia en las propiedades mecánicas del acero AISI-SAE 1045 tratado térmicamente con temple a temperatura intercrítica y revenido

Garzón, Bohórquez y compañía17 determinaron en una investigación la influencia en las propiedades mecánicas del acero AISI-SAE 1045 tratado térmicamente con temple a temperatura intercrítica de 760°C, durante 30 minutos y revenido a 400°C, por un periodo de tiempo de 10, 20 y 30 minutos. El estudio de los resultados se realizó comparando los datos de los ensayos del material en estado de entrega vs los tratamientos efectuados. Las pruebas efectuadas fueron las de dureza, metalografía óptica, tensión y de impacto Charpy.

Los resultados del ensayo de dureza y de impacto fueron presentados en la siguiente gráfica:

Figura 5. Línea de tendencia de la dureza promedio para los tratamientos térmicos efectuados en el acero AISI-SAE 1045.

Fuente Autores.

17 GARZÓN TORRES, Jonathan Rodolfo, et al. Influencia en las propiedades mecánicas del acero AISI-SAE 1045 tratado térmicamente con temple a temperatura intercrítica y revenido. Avances Investigación en Ingeniería. [En línea]. vol. 13. 2016. ISSN 1794-4953. Disponible en: www.unilibre.edu.co/revistaavances/13/influencia-en-las-propiedades-mecanicas-del-acero-aisi-sae-1045.pdf

24

Se observa como los valores de la dureza obtenidos aumentaron para todos los tratamientos térmicos realizados respecto al valor obtenido en estado de entrega (25 HRC), el mayor aumento de la dureza se produce en el tratamiento de temple a temperatura intercrítica. Se aprecia que la tendencia es polinómica de segundo orden y se relaciona directamente con la transformación térmica que se generó en la martensita durante los tratamientos de revenido18.

Figura 6. Línea de tendencia de la energía absorbida promedio para los tratamientos térmicos efectuados en el acero AISI-SAE 1045.

Fuente Autores.

Se aprecia como los valores de la energía absorbida obtenidos disminuyeron en todos los tratamientos térmicos realizados con respecto al valor obtenido en estado de entrega (3,7 J), la menor disminución de la energía absorbida se genera en el tratamiento de revenido de 400°C por 30 minutos debido al mayor tiempo de sostenimiento lo que permite que se alivien una mayor cantidad de tensiones internas producidas durante el tratamiento de temple a temperatura intercrítica. Se aprecia que la tendencia es polinómica de tercer orden y se relaciona claramente con la recristalización de la martensita durante los tratamientos de revenido ya que esto generó una reducción en los esfuerzos residuales causados durante el temple a temperatura intercrítica19.

Citando el análisis de Garzón, Bohórquez y compañía20 se extrae que:

• Los cambios en las propiedades mecánicas para ese acero coincidieron con lo descrito en la teoría, luego de que fue templado este material se hizo más resistente a la tensión y duro, pero más frágil debido a la formación de martensita que crea grandes tensiones residuales en el acero; después del tratamiento de revenido en el cual la precipitación y recristalización de la martensita afecta directamente las propiedades del material, al reducir la fragilidad y dureza, aumentar la ductilidad y la resistencia a la tensión del acero, y reducir los esfuerzos residuales del acero al acercarse más al

18 Ibíd., p. 6 19 Ibíd., p. 6 20 Ibíd., p. 9

25

equilibrio por medio de la martensita revenida. Estos cambios fueron mayormente notorios para el tratamiento de revenido por 30 minutos.

Figura 7. Diagramas de la dureza vs la energía absorbida para los tratamientos térmicos efectuados en el acero AISI-SAE 1045.

Fuente Autores.

• Los resultados obtenidos indicaron que existe en el acero AISI-SAE 1045 una transición de las propiedades mecánicas de la dureza y la resistencia al impacto después de realizar el tratamiento térmico de revenido a 400°C entre el rango de los 10 y 20 minutos de sostenimiento en la figura 7. Debido a esto se sugirió realizar una investigación que analice en detalle este fenómeno encontrado para este acero.

En el trabajo se observa un cambio abrupto entre la dureza del temple y la de los revenidos que presentan valores cercanos, se puede suponer que un revenido con un tiempo de sostenimiento menor a 10 min obtenga entre 42 – 50 HRC. Para el caso de la energía absorbida, se observa una curva en la tendencia entre la probeta del temple y la del revenido, y a su vez entre revenidos. Se puede suponer que un revenido con un tiempo de sostenimiento menor a 10 min obtenga entre 4 – 5 J y de igual manera un revenido con un tiempo de sostenimiento entre 20 min y 30 min obtenga entre 5 – 8 J. No se encontró si las muestras fueron extraídas longitudinal o transversal a la dirección de laminación del material.

Como resultado de estos tratamientos, se pudo evidenciar incremento en la dureza y en la resistencia a la tensión y una disminución en la fragilidad para este acero.

Influencia de la temperatura de revenido en la energía absorbida para un acero 1045 tratado térmicamente desde temperaturas intercríticas.

26

Patiño y Potes21 evaluaron en un documento la influencia de la temperatura de revenido en la energía absorbida para un acero 1045 tratado térmicamente desde temperaturas intercríticas, para esto realizaron dos temples en agua desde una temperatura de 740 °C y 770 °C, con una duración estimada de 15 minutos, luego decidieron realizar revenidos a una temperatura específicamente por encima de 550 °C debido a que la transformación bainítica comenzaba a partir de dicha temperatura. Para cada temperatura de revenido se aplicaron unos tiempos de revenido como lo ilustra la tabla 3.

Tabla 3. Parámetros de tiempo y temperatura

Fuente Autores.

Los autores fabricaron especímenes de prueba de impacto Charpy en dirección longitudinal al laminado del material, los trataron térmicamente, les realizaron ensayo de impacto, ensayo de dureza, ensayo de microdureza, micrografía y microscopía electrónica de barrido a algunas muestras.

De acuerdo a los datos obtenidos del ensayo de dureza, observaron que:

El material tratado térmicamente desde 770 °C es el que opone mayor resistencia al ser penetrado, con un promedio de dureza total de 580 HV, lo que era de esperarse ya que la temperatura de austenización que se aplica al material es la más alta produciendo un mayor porcentaje de martensita. El material tratado térmicamente desde 740 °C muestra resultados de dureza acordes a la temperatura de austenización aplicada, los 246 HV alcanzados demuestran que la formación de martensita es menos dispersa que en la de 770 °C22.

“Para los revenidos de 550°C y 600°C se evidencia un comportamiento similar en las durezas para el tiempo de 10 minutos con un rango aproximado de 229,5 HV, caso diferente para el revenido de 650°C donde la dureza decrece en un 14%. Para los tiempos de 20 y 30 minutos en cada revenido no se percibe una variación significativa, se podría decir que se mantienen constantes para cada uno”23.

En la tabla 4 se muestran el discriminado de los resultados.

21 PATIÑO PÉREZ, Jorge Enrique y POTES DÍAZ, Paula Andrea. Influencia de la temperatura de revenido en la energía absorbida para un acero 1045 tratado térmicamente desde temperaturas intercríticas. Trabajo de grado Ingeniero Mecánico. Bogotá D.C. Universidad Distrital Francisco José de Caldas. Facultad Tecnológica, 2017. 56 p. 22 Ibíd., p. 28 23 Ibíd., p. 29

27

Tabla 4. Dureza de los revenidos realizados al temple desde 740 °C

Fuente Autores.

Según los resultados obtenidos en la tabla 4, observaron que ”Para el revenido de 550 °C, en los tiempos de 10 y 20 minutos no se evidencia ninguna variación y se mantiene constante hasta los 30 minutos decreciendo un 8%, este comportamiento se presenta de forma similar para los revenidos de 600 °C y de 650 °C”24.

Tabla 5. Dureza de los revenidos realizados al temple desde 770 °C

Fuente Autores.

De acuerdo al ensayo de impacto observaron que el material base obtuvo una energía absorbida de 26,79 Julios y con respecto a esa muestra de referencia, el material templado desde 740 °C y desde a 770 °C absorbieron una considerable menor cantidad de energía de 3,15 J y 5,52 J respectivamente.

“Se observa que el material base es más resistente y por lo consiguiente dúctil, este obtiene una ruptura dúctil; a diferencia del material templado, que por estar fragilizado tiene una menor resistencia al impacto y para los dos casos se evidencia un corte uniforme”25.

Para los revenidos analizaron estos datos mostrados en las tablas 4 y 5.

24 Ibíd., p. 31 25 Ibíd., p. 35

28

Tabla 6. Energía absorbida para las probetas templadas desde 740°C y revenidas según la temperatura indicada

Fuente Autores.

“Se evidencia que el material se vuelve dúctil a medida que se incrementa el tiempo del revenido, ya que aumenta la cantidad de energía que puede absorber en el impacto para toda la serie de revenidos”26.

Tabla 7. Energía absorbida para las probetas templadas desde 770°C y revenidas según la temperatura indicada

Fuente Autores.

“Para esta serie de tratamientos se evidencia que el material es muy dúctil y por consiguiente las probetas no logran romperse por completo, puesto que el péndulo Charpy no logra generar la energía suficiente al impacto para fracturar las muestras”27.

Se analizaron imágenes registradas de las probetas sometidas a ensayo de impacto indicando lo siguiente: “Se puede apreciar en las imágenes anteriores que los revenidos realizados a la serie de probetas templadas desde 740°C presentaron una ruptura frágil al momento de realizar las pruebas de impacto,

26 Ibíd., p. 35 27 Ibíd., p. 37

29

caso contrario para el tratamiento de 770 °C en el cual se encuentra un comportamiento de tenacidad elevado”28.

Finalmente, los autores29 concluyeron que:

• Tomando como referencia la dureza del material base, el temple a 770 °C aumentó la dureza del material en un 329% y el temple a 740 °C la aumentó en un 139%. Variación debida a la formación de martensita que se generó en cada tratamiento.

• En los revenidos realizados al temple de 740 °C se observó que la dureza disminuía con todas las temperaturas al realizar el revenido durante 10 minutos con un valor mínimo de 200 HV, a partir de los 20 minutos la dureza se comportó de forma constante tomando un valor promedio de 156,8 HV.

• En los revenidos realizados en los dos temples se observó que la energía absorbida al impacto aumentaba significativamente al incrementar el tiempo de revenido. Fenómeno mejor observado en los revenidos realizados a las probetas templadas a 770 °C.

• De acuerdo a los resultados obtenidos por los ensayos de dureza y de impacto la serie de tratamientos que generó la mejor combinación de propiedades fue templado a 770 °C - revenido de 10 minutos a 550 °C para desarrollar dureza de 327,6 HV y energía absorbida de 66,17 J.

Evaluando los datos presentados por esta investigación, otra combinación interesante que se pudo evidenciar fue templado a 770 °C - revenido de 20 minutos a 550 °C para desarrollar dureza de 320 HV y energía absorbida de 81,44 J. El trabajo sembró la inquietud para averiguar que sucede con la dureza del material revenido con tiempos de sostenimiento menores a los elegidos por los autores. En este trabajo no se encontró si las muestras fueron extraídas longitudinal o transversal a la dirección de laminación del material.

Influencia de la temperatura de revenido en la tenacidad del acero SAE 1045 mediante ensayo de impacto

En un artículo de Rodríguez y Vizcarra30 donde se evalúa la influencia de la temperatura de revenido en la tenacidad del acero SAE 1045 mediante ensayo de impacto mecanizaron una serie de probetas bajo el lineamiento de la Norma ASTM E23, realizándoles un tratamiento térmico de temple y revenido en un horno eléctrico con controlador de temperatura, acto seguido, dejaron enfriar las

28 Ibíd., p. 51 29 Ibíd., p. 52 30 RODRÍGUEZ LLAPA, Jorge y VIZCARRA BELLIDO. Influencia de la temperatura de revenido en la tenacidad del acero SAE 1045 mediante ensayo de impacto. Investigación Aplicada e Innovación TECSUP. [En línea]. vol. 1. No. 22ª. 2007.

30

probetas a temperatura ambiente y se midió la dureza generada. Para el estudio de ese artículo se revinieron las probetas a las temperaturas (500 °C, 600 °C y 700 °C respectivamente. Con ello deducir que se incrementa la tenacidad pero se reduce la dureza y permite destacar los criterios de falla por impacto para componentes mecánicos efectuados en el marco de las normas de ensayos para materiales de la ASTM.

Caracterización metalografía y evaluación de la propiedades mecánicas de tracción e impacto del acero ASTM A572 G50

El articulo desarrollado por Carreño y Villareal31 mostró interés en determinar la influencia de la variación de la composición química del acero A572 sobre las propiedades mecánicas del material, en donde se realizó la caracterización del acero y se sometió a ensayos de dureza, tensión y Charpy. Se tomaron probetas de tres coladas diferentes producidas por una siderúrgica local y una muestra de acero importado, fabricadas mediante un proceso de laminado en caliente seguido de un tratamiento térmico de normalizado.

La probeta importada presentó a temperatura ambiente, una morfología de fractura dúctil en mayor proporción que las producidas por la siderúrgica local. Cuando esta sea sometida a temperaturas alrededor de los 28°C, no presentara problemas en su vida en servicio, mientras las probetas producidas por el fabricante nacional al ser sometidas a esta misma temperatura, se caracterizan por la fragilización del material

Al realizar el análisis metalográfico de los aceros en estudio, observaron que, para todos los casos el material presentaba una microestructura compuesta por colonias de perlita y ferrita.

Al terminar los ensayos destructivos concluyeron que la probeta con mayor porcentaje de manganeso y bajo carbono presenta menor temperatura de transición dúctil-frágil, lo que ratifica que dichos elementos producen las variaciones más significativas.

Caracterización microestructural de un acero de bajo carbono y contenido de manganeso cercanos al 1.5%, templado a temperaturas intercríticas y revenido.

31 CARREÑO, Claudia y VILLAREAL, María. Caracterización metalográfica y evaluación de las propiedades mecánicas de tracción e impacto del acero ASTM A572 Gr50. Revista de la facultad de ingeniería Universidad industrial de Santander. 2006.

31

Domínguez y Gómez32 estudiaron en un documento la caracterización microestructural de un acero de bajo carbono y contenido de manganeso cercanos al 1.5%, templado a temperaturas intercríticas y revenido. En el trabajo se investigó el acero ASTM A572, previamente sometido a tratamientos térmicos de temple a temperaturas intercríticas de análisis de 750°, 770°, 790° y 810 °C con enfriamiento súbito en agua a un tiempo determinado de 30 minutos y revenido de 5 y 10 minutos a temperatura de inicio de transformación martensítica de 400 °C.

Luego de realizados los tratamientos térmicos, analizaron metalográficamente el material y por medio de ensayos de dureza y microdureza determinaron los constituyentes presentes en el material, concluyendo que estos influenciaron en la transformación de la microestructura ferrítica-perlítica (material base) a una microestructura con una matriz ferrítica-martensítica, evidenciando mejoras en la dureza del acero ASTM A-572 GR 50.

Figura 8. Material base: a) 100X, b) 500X, c) 1000X y d) 5000X

Fuente Autores.

Domínguez mostró fotografías a diferentes aumentos dejando claro que la muestra de acero ASTM A-572 presentó una estructura compuesta por dos fases, FASE A (zona oscura) y FASE B (zona clara) y las mismas fueron evidenciadas en las siguientes imágenes del material con un tratamiento térmico posterior33.

32 DOMÍNGUEZ ALONZO, Daniel David y GÓMEZ MORENO, Alejandro. Caracterización microestructural de un acero de bajo carbono y contenido de manganeso cercanos al 1.5%, templado a temperaturas intercríticas y revenido. Trabajo de grado Ingeniero Mecánico. Bogotá D.C. Universidad Distrital Francisco José de Caldas. Facultad Tecnológica, 2017. 100 p. 33 Ibíd., p. 52

32

Figura 9. Templado a 770 °C sin revenido: a) 100X, b) 500X, c) 1000X d) 5000X

Fuente Autores.

Figura 10. Templado a 770 °C con revenido a 400 °C a 5 Minutos: a) 100X, b) 500X, c) 1000X y d) 5000X

Fuente Autores.

33

Figura 11. Templado a 770 °C con revenido a 400 °C a 10 Minutos: a) 100X, b) 500X, c) 1000X y d) 5000X

Fuente Autores.

Los autores determinaron también los porcentajes de fase por medio de un analizador de imagen, con el cual buscaron determinar la cantidad de área cubierta por los constituyentes34.

Para el A572 en estado de entrega, se presentó la FASE A (rojo) con porcentaje del 44,65%, mientras que para la FASE B (verde), con un porcentaje del 55,10%.

Figura 12. Porcentaje de fase para material base sin tratamientos.

Fuente Autores.

34 Ibíd., p. 65

34

En las muestras con tratamiento35 pudieron evidenciar que el porcentaje de la FASE A aumentó abruptamente con el temple y luego empezó a descender con los revenidos sostenidos en los dos tiempos como se muestra en la imagen.

Figura 13. Porcentaje de fase para material templado a 770 °C (izq.), revenido a 400 °C a 5 minutos (cent.), revenido a 400 °C a 10 minutos (der.)

Fuente Autores.

En materia de durezas, observaron un comportamiento habitual obteniendo 165,6 HV para el material base, templado a 770 °C: 316,2 HV, revenido a 400 °C 5 minutos: 252 HV y revenido a 400 °C 10 minutos: 240,8 HV36.

En la gráfica de dureza respecto a tratamientos térmicos37, muestran cómo se ve claramente la tendencia del comportamiento de esta propiedad del material en el sentido de que la dureza aumenta precipitadamente con un temple y decrece para estabilizar otras propiedades luego con un tiempo de revenido prolongado. Este tiempo de revenido es crucial para predecir una dureza que se desee obtener.

Figura 14. Dureza vs Tiempo de revenido con temple a 770 °C.

Fuente Autores. 35 Ibíd., p. 69-71 36 Ibíd., p. 78-79 37 Ibíd., p. 80

35

Los investigadores puntualizan: “Para el caso de la probeta sin tratamientos térmicos observamos que para la fase B los valores de dureza se mantienen en un rango de 243 Vickers en promedio, y en base a los resultados obtenidos en el porcentaje de fase, se determina una presencia de matriz de ferrita, y para el caso de la fase A con un rango de los 360 Vickers, evidencia la presencia de perlita en el material”38.

Tabla 8. Microdureza tomada en zonas diferenciadas a temperatura de temple de 770 °C, probeta sin revenido y con revenido de 400 °C con tiempos de 5 y 10 Min.

Fuente Autores.

En la tabla y en la imagen (arriba y abajo) mostraron los datos obtenidos para las muestras con tratamiento:

Para la microdureza en fase B y fase A se evidencia que en promedio para la fase B los valores mantuvieron rangos de alrededor de los 220 Vickers a 240 Vickers, mostrando mayor cercanía en los datos pero manteniendo la matriz de ferrita en los tres casos; para la fase A se mostró datos de microdureza mucho más amplios, nuevamente con rangos variables de alrededor de los 460 Vickers a 550 Vickers, sin ninguna duda determinando una fase con presencia de martensita39.

Figura 15. Fotografías del material con tratamiento térmico de temple a 770 °C, 1) sin revenido, 2) revenido a 5 minutos, 3) revenido a 10 minutos, a 1000x. A) Matriz de martensita, B) matriz de ferrita.

Fuente Autores.

38 Ibíd., p. 82 39 Ibíd., p. 85

36

De manera general los autores concluyeron que40:

• La dureza que se obtuvo posteriormente a los tratamientos térmicos de temple y revenido, se mostró en una tendencia muy estable durante las comparaciones con el material base. La mayor dureza mostrada en el acero A-572, fue cuando se realizó el temple a 810°C sin revenido.

• Comparado con durezas obtenidas en trabajos realizados con aceros AISI SAE 1016 los valores de dureza son menores, 230 HV para el temple, comparado con 320 HV del A-572, mostrando la influencia del contenido de Mn en el acero como estabilizador de la austenita.

• Los valores de dureza después realizar el temple en el acero A-572 disminuyeron al aumentar el tiempo de revenido lo cual puede explicarse por la difusión de carbono desde en la microestructura.

• Los análisis metalográficos de los tratamientos térmicos de temple y revenido, muestran la transformación de la microestructura de ferrítica-perlítica (material base), a una microestructura ferrítica-martensítica, mejorando la dureza del acero A-572.

En este trabajo no se especificó si las muestras fueron extraídas longitudinal o transversal a la dirección de laminación del material probablemente porque no fueron objeto de estudio ensayos destructivos (flexión, tensión, impacto). Los autores si recomiendan la realización de estos para determinar cómo afecta los tratamientos térmicos en las propiedades mecánicas del acero A-572. Como se determinará la energía absorbida de este mismo acero, si establece un referente para la comparación con los resultados que se obtengan en esta investigación.

Análisis ultrasónico y microestructural del acero ASTM A572 grado 50, tratado térmicamente por temple a temperaturas 900°C, 950°C y 1000°C.

Mahecha41 analizó ultrasónica y microestructuralmente el acero ASTM A572 grado 50, tratado térmicamente por temple a temperaturas 900 °C, 950 °C y 1000 °C.

Para esto el autor realizó el tratamiento térmico de temple a estas tres temperaturas y a tres tiempos de sostenimiento (1 horas, 2 horas y 3 horas) sometiendo las muestras a una velocidad crítica de enfriamiento que permitió la transformación de austenita en martensita casi en su totalidad, en salmuera como medio de enfriamiento.

40 Ibíd., p. 96 41 DÍAZ MAHECHA, Juan Carlos. Análisis ultrasónico y microestructural del acero ASTM A572 grado 50, tratado térmicamente por temple a temperaturas 900°C, 950°C y 1000°C. Trabajo de grado Ingeniero Mecánico. Bogotá D.C. Universidad Libre. Facultad de Ingeniería, 2014. 127 p.

37

Producto de los ensayos obtuvo graficas de velocidad y dureza42 las cuales mostraron una tendencia de incremento y luego en función del tiempo a mantener en función decreciente estas propiedades.

Figura 16. Variación de la velocidad longitudinal en función del tiempo de tratamiento (izq.) y Dureza como función del tiempo de sostenimiento para cada temple (der.).

Fuente Autor.

Mahecha indicó lo siguiente: “Se analizó la microestructura del acero en estado de entrega estableciendo que se encontraba constituido por una estructura Ferrítico-Perlítica”43.

Figura 17. Metalografía Probeta Patrón, Aumento 500x.

Fuente Autor.

42 Ibíd., p. 59 y 73 43 Ibíd., p. 87

38

Figura 18. Metalografías con aumento a 500 X

Fuente Autor.

De igual manera presentó imágenes que pertenecían a las probetas sometidas a las tres temperaturas de austenización. El análisis evidenció que la microestructura resultante estaba constituida por Martensita (agujas y cintas) y Austenita retenida (zonas blancas).

“Se puede observar que a mayor temperatura y a mayor tiempo de exposición, la Austenita retenida aumenta al igual que el tamaño del grano, esto se presenta al aumentar la temperatura y el tiempo de exposición. Generalmente la presencia de austenita retenida reduce la dureza del temple”44.

Finalmente, el autor45 concluyó:

• La tendencia de la dureza en los diferentes tratamientos realizados a las probetas decreció al aumento de temperatura como del tiempo de

44 Ibíd., p. 88 45 Ibíd., p. 102

39

sostenimiento, debido al aumento del tamaño del grano y al aumento de austenita retenida en la microestructura del material.

• De acuerdo al análisis ANOVA, la microdureza y las velocidades ultrasónicas obtenidas a las diferentes temperaturas, sin importar el tiempo de sostenimiento en el horno, evidenciaron que hubo una diferencia de datos en cada una de las horas de sostenimiento. Para los datos obtenidos a los diferentes tiempos de sostenimiento en el horno, sin importar la temperatura a la que fueron expuestas las probetas, se encontró que igualmente hubo diferencia entre datos, por lo que permite concluir que no hay relación directa, ni con las temperaturas, ni con el tiempo de sostenimiento, por tanto, los datos obtenidos cambian a medida que cambia la temperatura o cambia el tiempo de sostenimiento.

Este trabajo no constituyó un acero doble fase por que se realizó un temple completo muy por encima a la temperatura critica superior. Los tiempos de sostenimiento de este tratamiento térmico son prolongados y no incluyen el tratamiento térmico de revenido. Aun así, lo obtenido es fuente de referencia para la caracterización de este material.

40

5. DISEÑO METODOLÓGICO

La metodología de investigación fue la siguiente:

5.1 DEFINICIÓN DE HIPÓTESIS

Se definió una hipótesis a confirmar de acuerdo al objetivo general de la investigación: La energía absorbida de un acero de bajo carbono con contenido de manganeso cercano al 1.5% templado parcialmente (es decir, desde una temperatura intercrítica) depende de las condiciones del revenido.

Para responder a esta hipótesis, se definieron tratamientos térmicos de revenido con distintos tiempos y temperaturas a un acero templado desde una temperatura intercrítica con el fin de obtener un acero con estructura Dual-Phase y medir la energía que puede absorber.

5.2 DEFINICIÓN DE LA PROPIEDAD DEL MATERIAL A EVALUAR

De acuerdo a los antecedentes presentados en el numeral 4.1 de esta investigación se encontró que se han realizado algunas investigaciones de las propiedades de este acero A572 de bajo carbono y contenido de manganeso cercano al 1.5%, empezando desde el estudio del material fabricado conforme a su especificación ASTM por siderúrgica nacional e internacional (Carreño y Villareal), un estudio ultrasónico del material tratado térmicamente por temple completo no intercrítico a temperaturas 900 °C, 950 °C y 1000 °C (Mahecha) hasta un estudio de la caracterización microestructural del material cuando es templado a temperaturas intercríticas de 750°, 770°, 790° y 810 °C y revenido por 5 y 10 minutos a la temperatura de inicio de transformación martensítica de 400 °C (Domínguez y Gómez), y otros trabajos relacionados con el acero 1045 el cual cuenta con buena caracterización debido a su amplio uso en la industria por su versatilidad.

La variable se definió siguiendo las recomendaciones de estos trabajos en realizar ensayos destructivos mecánicos como tensión, flexión, torsión, fatiga e impacto. En este caso se eligió poder establecer el grado de influencia de estos tratamientos térmicos comunes como temple y revenido en la cantidad de energía que puede absorber un acero A572 mediante el ensayo de impacto, incluyendo mediciones de dureza y microdureza en cada combinación de tratamiento para comparar los datos obtenidos con estos trabajos.

41

5.3 DEFINICIÓN DEL MATERIAL

En esta investigación se empleó un acero estructural de alta resistencia y baja aleación (HSLA) tipo ASTM A57246. Este acero es hipoeutectoide ya que su porcentaje de composición de Carbono es de es menos de 0,89% y su porcentaje de composición de Manganeso es de 1,3%-1,4%. Se realizó una prueba para saber su composición química exacta y verificar su conformidad frente a la especificación.

En la tabla 9 se muestran los porcentajes promedios de cada elemento químico luego de 3 quemas a una muestra del material en estado de entrega de acuerdo al método de ensayo ASTM E41547 mediante espectrometría de emisión atómica, usada extendidamente en los laboratorios de control de producción de fundiciones y acerías.

Tabla 9. Composición química especifica de la muestra de acero ASTM A572

Elemento Porcentaje (%) Fe 97.626 Mn 1.389 Cr 0.360 C 0.206 Si 0.200 Al 0.040 Cu 0.027 W 0.026 Nb 0.026 Ni 0.021 Mo 0.020 Pb 0.015 Ti 0.014 Co 0.007 S 0.007 V 0.007 P 0.003

Sn 0.002 B 0.001

Mg 0.001 Fuente Elaboración propia.

46 ASTM A572 / A572M-15, Standard Specification for High-Strength Low-Alloy Columbium-Vanadium Structural Steel, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2015, www.astm.org 47 ASTM E415-17, Standard Test Method for Analysis of Carbon and Low-Alloy Steel by Spark Atomic Emission Spectrometry, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2017, www.astm.org

42

5.4 DEFINICIÓN DEL TRATAMIENTO TÉRMICO

5.4.1 Definición de las condiciones del temple

Para obtener un acero Dual-Phase conformado por ferrita-martensita se debe realizar una elevación de temperatura del material hasta la zona en la que se produce ferrita(𝛼)+austenita(𝛾) y luego un templado para que en este enfriamiento rápido posterior se transforme la austenita en martensita. Esta estructura formada poseerá una gran resistencia mecánica y una elevada tenacidad.

Figura 19. Diagrama Hierro-Carbono del acero A572 con 0.206% de carbono sujeto a investigación.

Fuente Elaboración propia.

Para encontrar el rango de temperaturas para esta composición de carbono específica del material, se calculó los valores críticos de la figura 19: el valor de 𝐴𝑐1 que es la temperatura crítica inferior de inicio para la transformación de perlita en austenita y de 𝐴𝑐3 que es la temperatura crítica superior de finalización para la transformación de ferrita a austenita utilizando las fórmulas (1) y (2) de Kasatkin48,

48 KASATKIN, O. G., et al. Calculation Models for Determining the Critical Points of Steel. Metal Science and Heat Treatment. [En línea]. vol. 26. pág. 27-31. 1984. ISSN 1573-8973. Disponible en: https://link.springer.com/article/10.1007/BF00712859

Ac1

°C

Ac3 α + γ α

C %

Ms

Bs

0

200

400

600

800

1000

0 0,2 0,4 0,6 0,8

α ferrita + perlita

0,206

γ austenita

43

válidas para aceros con contenido de carbono menor o igual a 0.83% y con contenido de manganeso menor o igual a 2.0%.

𝑨𝒄𝟏 = 723 − 7,08 𝑀𝑛 + 37,7 𝑆𝑖 + 18,1 𝐶𝑟 + 44,2 𝑀𝑜 + 8,95 𝑁𝑖 + 50,1 𝑉 + 21,7 𝐴𝑙 +3,18 𝑊 + 297 𝑆 − 830 𝑁 − 11,5 𝐶 𝑆𝑖 − 14,0 𝑀𝑛 𝑆𝑖 − 3,10 𝑆𝑖 𝐶𝑟 − 57,9 𝐶 𝑀𝑜 −15,5 𝑀𝑛 𝑀𝑜 − 5,28 𝐶 𝑁𝑖 − 6,0 𝑀𝑛 𝑁𝑖 + 6,77 𝑆𝑖 𝑁𝑖 − 0,80 𝐶𝑟 𝑁𝑖 − 27,4 𝐶 𝑉 +

30,8 𝑀𝑜 𝑉 − 0,84 𝐶𝑟2 − 3,46 𝑀𝑜2 − 0,46 𝑁𝑖2 − 28 𝑉2 (1)

𝑨𝒄𝟑 = 912 − 370 𝐶 − 27,4 𝑀𝑛 + 27,3 𝑆𝑖 − 6,35 𝐶𝑟 − 32,7 𝑁𝑖 + 95,2 𝑉 + 190 𝑇𝑖 +72,0 𝐴𝑙 + 64,5 𝑁𝑏 + 5,57 𝑊 + 332 𝑆 + 276 𝑃 + 485 𝑁 − 900 𝐵 + 16,2 𝐶 𝑀𝑛 +

32,3 𝐶 𝑆𝑖 + 15,4 𝐶 𝐶𝑟 + 48,0 𝐶 𝑁𝑖 + 4,32 𝑆𝑖 𝐶𝑟 − 17,3 𝑆𝑖 𝑀𝑜 − 18,6 𝑆𝑖 𝑁𝑖 +4,80 𝑀𝑛 𝑁𝑖 + 40,5 𝑀𝑜 𝑉 + 174 𝐶2 + 2,46 𝑀𝑛2 − 6,86 𝑆𝑖2 + 0,322 𝐶𝑟2 + 9,90 𝑀𝑜2 +

1,24 𝑁𝑖2 − 60,2 𝑉2 (2)

𝑨𝒄𝟏 = 726.10 ± 11.5 °C

𝑨𝒄𝟑 = 830.01 ± 16.7 °C Tomando estos dos valores de referencia se buscó la temperatura media intercrítica que es exactamente en la mitad resultando ser el punto 778.05 °C. A la temperatura 𝐴𝑐1 se le adicionó 11.5 °C de desviación estándar que por lo general tienen estas ecuaciones49, obteniendo 737.6 °C. Luego se eligió una temperatura de 770 °C, que es una temperatura que está dentro de este rango (737.6 °C - 778.05 °C) y a su vez está por debajo de la mitad de la temperatura media intercrítica.

El tiempo de sostenimiento depende de algunos factores como la naturaleza del acero, el tamaño de sección y la forma como se realice el tratamiento térmico, por ejemplo, si es manual o automatizado. Este tiempo se aproximó en esta investigación mediante la recomendación de Bryson50 (que es validada también por otros autores mediante ensayo y error), quien indica que se debería partir de 1 hora por pulgada (25 mm) de la sección transversal más pequeña de la muestra y la recomendación de Basak51 quien establece que un factor a tener en cuenta es que mientras se abre la puerta del horno a una temperatura establecida, esta caerá rápidamente, por lo tanto se pueden adicionar +/- 10 minutos extra a lo 49 AMERICAN SOCIETY FOR METALS. ASM Handbook Volume 4 Heat Treating. pág.104. 2002. ISBN 0-87170-379-3. ASM International. 50 BRYSON, William. Heat Treatment, Selection, and Application of Tool Steels. ed. 2. pág. 51. 2005. ISBN 1-56990-376-X Hanser Publications 51 BASAK, Soumya. Respuesta al foro: How to decide holding time for any heat treatment? por Kritika Singh. ResearchGate. 2016. Disponible en: https://www.researchgate.net/post/How_to_decide_holding_time_for_any_heat_treatment

44

calculado o configurar la temperatura 20 grados Celsius por encima de la temperatura requerida.

Bajo estas consideraciones, se calculó mediante una regla de tres el tiempo para secciones de 10 milímetros que tiene el espesor de la muestra; dando como resultado 24 minutos a los que se les adicionó 6 minutos extra, puesto que hay que retirar y enfriar cada probeta del horno de manera manual.

De esta manera se determinó una austenización de los 30 especímenes por 30 minutos a una temperatura intercrítica seleccionada de 770 °C para posteriormente someterlos a un temple inmediato en agua como medio de enfriamiento.

5.4.2 Definición de las condiciones del revenido

De acuerdo a los antecedentes presentados en el numeral 4.1 de esta investigación se pudo evidenciar un patrón de elección de los tiempos de revenido los cuales inicialmente eran propuestos de 1, 2 y 3 horas (Prada y Quintero), luego de 10, 20 y 30 minutos (Garzón y compañía) y (Patiño y Potes) y luego eran elegidos tiempos de 5 y 10 minutos (Domínguez y Gómez). Tomando como referencia los resultados del ensayo de dureza el cual es común en estos trabajos, se concluyó que a medida que aumenta el tiempo de sostenimiento del revenido, la dureza del material se estabiliza y en los intervalos de los tiempos más cortos se presentan diferencias pronunciadas entre los datos independientemente de la escala. Esto quiere decir que la curva de dureza se eleva con el temple y luego desciende exponencialmente hasta estabilizarse en un nivel de dureza propio del material que se estudie. Una meta será completar o iniciar en alguna medida el espectro global de estudio de este material y de los materiales en general en estos intervalos donde varían en gran medida las propiedades de ellos.

Se calculó 𝑀𝑠 y 𝐵𝑠 para tener valores de referencia y poder seleccionar 3 temperaturas de revenido que puedan abarcar un adecuado espectro de análisis, utilizando la fórmula (3) de temperatura de inicio de la transformación martensítica para aceros con contenido de carbono debajo de 0.6% de Andrews52 y la fórmula (4) de temperatura de inicio de la transformación bainítica de Lee53, quien demostró con dicha fórmula muestra mejores predicciones para las temperaturas 𝐵𝑠 de la mayoría de aceros de baja aleación comerciales publicados en el atlas de

52 ANDREWS, K. W. Empirical Formulae for the Calculation of Some Transformation Temperatures. J. Iron Steel Inst. vol. 203. pág. 721. 1965. 53 LEE, Y-K. Empirical Formula of Isothermal Bainite Start Temperature of Steels. Journal of Materials Science Letters. [En línea]. 21:16. pág. 1253-122. 2002. Disponible en: phase.yonsei.ac.kr/accom_data/International_Journal_17.pdf

45

los diagramas de transformación isotérmicos de los hierros y aceros con respecto a la ecuación de Steven y Haynes54.

𝑴𝒔 = 539 − 423 𝐶 − 30.4 𝑀𝑛 − 17.7 𝑁𝑖 − 12.1 𝐶𝑟 − 11 𝑆𝑖 − 7 𝑀𝑜 (3)

𝑩𝒔 = 745 − 110 𝐶 − 59 𝑀𝑛 − 39 𝑁𝑖 − 68 𝐶𝑟 − 106 𝑀𝑜 + 17 𝑀𝑛𝑁𝑖 + 6 𝐶𝑟2 + 29 𝑀𝑜2 (4)

𝑴𝒔 = 402.57 °C

𝑩𝒔 = 614.26 °C

NOTA: Utilizando la ecuación de Steven y Haynes se obtiene de igual manera un valor bastante similar usando los datos de la composición química de este acero de 614.73 °C.

Con estos valores de referencia hallados se eligió una temperatura menor a 𝑀𝑠, una mayor a 𝑀𝑠 y una mayor a 𝐵𝑠 para establecer un revenido a baja temperatura (160-300 °C), que se utiliza para los componentes de cementación en caja y los aceros para herramientas de trabajo en frío (con requisito de dureza alrededor de los 60 HRC; un revenido a media temperatura (300-500 °C), que se utiliza en aceros para muelles o aplicaciones similares (con requisito de dureza alrededor de los 45 HRC) y un revenido a alta temperatura (500 °C o superior) que se utiliza para aceros enfriados rápidamente y revenidos, aceros para herramientas de trabajo en caliente y acero de alta velocidad (con requisito de dureza variante entre 300HB y 65HRC, dependiendo del material)55.

De esta manera se determinó a realizar unos revenidos a temperaturas de 250 °C, 450 °C y 650 °C con tiempos de sostenimiento de 5 minutos, 10 minutos y 15 minutos.

54 STEVEN, W. y HAYNES, A. G. The Temperature of Formation of Martensite and Bainite in Low Alloy Steels. Journal of the Iron and Steel Institute. vol. 183. No. 8. pág. 349-359. 1956. 55 BODYCOTE. Tratamiento térmico, Temple y revenido, Revenido. [Página web] Disponible en: http://www.bodycote.com/es-ES/services/heat-treatment/harden-and-temper/tempering.aspx

46

5.5 DEFINICIÓN DE LA MUESTRA

5.5.1 Cantidad de muestras

Luego de haber definido los requerimientos de los tratamientos térmicos, se colocaron en una matriz dos factores que determinan un revenido (temperatura y tiempo) puesto que se verificará su influencia en la energía absorbida.

Tabla 10. Cuadro Factores a analizar

Número de casos

Factores Temperatura revenido (°C) Tiempo revenido (minutos)

1 250 5 250 10 250 15

2 450 5 450 10 450 15

3 650 5 650 10 650 15


Teniendo en cuenta que la propiedad principal a ser analizada involucra un ensayo destructivo el cual inutilizará la muestra para ser reensayada y usando las curvas de operación características para el análisis de varianza de un modelo con efectos fijos56 se obtuvo el número de especímenes necesarios para obtener resultados con una alta confiabilidad estadística de aproximadamente 96%, resultando en 3 probetas para cada caso analizado.

(# 𝑑𝑒 𝑐𝑎𝑠𝑜𝑠𝑓𝑎𝑐𝑡𝑜𝑟𝑒𝑠) × 𝑐𝑎𝑛𝑡𝑖𝑑𝑎𝑑 𝑝𝑎𝑟𝑎 𝑢𝑛 𝑐𝑎𝑠𝑜 = # 𝑝𝑟𝑜𝑏𝑒𝑡𝑎𝑠 (5)

(32) × 3 = 27 𝑝𝑟𝑜𝑏𝑒𝑡𝑎𝑠

De acuerdo a la ecuación 5, sería necesario fabricar 27 muestras para poder desarrollar los ensayos. En el estudio es necesario contar con los resultados de las muestras templadas únicamente y de las del material en estado de entrega como referencias importantes para el análisis. Adicionando estas dos

56 MONTGOMERY, Douglas C. Diseño y Análisis de Experimentos. Editorial Limusa, México. 2004.

47

combinaciones, fue necesario recalcular la ecuación (5) como se muestra a continuación:

27 𝑝𝑟𝑜𝑏𝑒𝑡𝑎𝑠 + 3 𝑡𝑒𝑚𝑝𝑙𝑎𝑑𝑎𝑠 + 3 𝑒𝑛 𝑒𝑠𝑡𝑎𝑑𝑜 𝑑𝑒 𝑒𝑛𝑡𝑟𝑒𝑔𝑎 = 33 𝑝𝑟𝑜𝑏𝑒𝑡𝑎𝑠

El desarrollo de la matriz diseñada dio como resultado una tabla de 11 combinaciones que multiplicándolas por 3 veces ratifica la cantidad de probetas fabricadas. Cada muestra recibió una codificación compuesta por el número de la combinación más una letra (A, B o C). Esto garantiza datos y mediciones para analizar cada una de las 3 probetas y las 3 en conjunto.

Tabla 11. Combinaciones posibles de acuerdo a los factores a analizar.

Número de combinación

(x3)

Temperatura austenización

(°C)

Tiempo sostenimiento

(minutos)

Temperatura revenido

(°C)

Tiempo sostenimiento

(minutos) 1 N/A N/A N/A N/A 2 770 30 N/A N/A 3 770 30 250 5 4 770 30 250 10 5 770 30 250 15 6 770 30 450 5 7 770 30 450 10 8 770 30 450 15 9 770 30 650 5

10 770 30 650 10 11 770 30 650 15


5.5.2 Fabricación de muestras

Con la cantidad de muestras necesarias para llevar a cabo la investigación, se adquirió una platina del material a un distribuidor nacional de un espesor cercano a 10 mm y unas dimensiones generosas las cuales permitieran disponer bloques de menor tamaño de los cuales pudieran ser extraídas probetas con las dimensiones establecidas para el ensayo de impacto Charpy Tipo A (con entalla en V) de acuerdo a la ASTM E2357. Teniendo en cuenta lo anterior, las dimensiones de la platina adquirida tuvieron aproximadamente de 1 cm a 2 cm de

57 ASTM E23 – 07a Standard Test Methods for Notched Bar Impact Testing of Metallic Materials, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2007, www.astm.org

48

excedente por los 4 lados para descartarlos posteriormente en pos de no alterar la microestructura debido a que se utilizó un sistema de corte por oxicombustible.

Para cortar la platina y dividirla en piezas menores que puedan ser mecanizadas y obtener una probeta se determinó la dirección de laminado de la plancha para que la orientación de las mismas fuera de acuerdo a esta dirección y la entalla fuera ubicada mirando hacia el espesor de la platina.

En la figura 20 se muestran las principales orientaciones que puede tener la entalla (primera letra) designada por la dirección en la cual la fractura se propaga, la designación del eje del espécimen hace referencia a la segunda letra separada de la primera por un guión.

Figura 20. Planos de fractura a lo largo de los ejes principales

Fuente ASTM E23.

En esta investigación se trabajará la referencia X-Y que significa que la probeta se situará en dirección longitudinal L (dirección principal del flujo de grano debido a su procesamiento) y que la fractura se propagará en la dirección transversal T, la cual es normal a L.

Se extrajo entonces una porción del material para averiguar su composición química y otra porción para examinar dos lados perpendiculares entre sí y encontrar esta dirección. Los resultados de este desbaste metalográfico que revelaron la microestructura se muestran en la figura los cuales fueron comparados visualmente con la figura extraída de la ASTM E126858 la cual es una práctica normalizada para encontrar el patrón de bandas o la orientación de

58 ASTM E1268-01(2016), Standard Practice for Assessing the Degree of Banding or Orientation of Microstructures, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2016, www.astm.org

49

las microestructuras, para determinar efectivamente en qué sentido fue conformada la plancha de acero.

Figura 21. Fotografías del lado L y B del A572 en estado de entrega


Figura 22. Esquema ejemplo de la dirección de rolado en el acero A572

Fuente ASTM E1268.

En las fotografias tomadas a la muestra del material, se puede observar los granos alargados en el lado B y una sección transversal de estos granos en el lado L. Se diseña entonces los cortes necesarios para disminuir las dimensiones y permitir el mecanizado a realizar en fresadora.

Para cortar las piezas pequeñas de la figura 24 con dimensiones de 125 mm x 13 mm, se utilizó una sierra cinta sinfín para no alterar la microestructura de los alrededores en el material.

50

Figura 23. Esquema del posicionamiento de las probetas en la platina adquirida


Figura 24. Piezas cortadas de la platina madre.


Luego de la fabricación de las 33 probetas necesarias para esta investigación (ver figura 25), se verificaron al azar sus dimensiones con el uso de un calibrador vernier para los lados del cubo y un estereoscopio para verificar el ángulo de la entalla y el radio de redondeo de la misma. Se tomaron imágenes para el registro con la AxioCam ERc 5s del SteREO Discovery V8 fabricado por Carl Zeiss (ver figura 26).

Figura 25. Probeta mecanizada


51

Figura 26. Verificación de parámetros de la entalla con el software Axio Vision


5.6 PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL

5.6.1 Procedimiento para los tratamientos térmicos

A continuación, se presenta el esquema general de los tratamientos a aplicar.

Figura 27. Temperatura vs tiempo de los tratamientos térmicos a realizar


650°

770°

450°

250°

Revenido

min

°C

Templado 0

300

600

900

0 60 120 180 240 300 360

52

5.6.1.1Temple

Equipo utilizado: Mufla de alta temperatura Acequilabs Aceq MF-2006.

Accesorios: Pinza y cubeta de enfriamiento con agua.

El temple de las muestras se realizó de la siguiente manera: Se introdujo 15 probetas solamente al interior de la mufla para evitar que quedaran demasiado próximas la una de la otra a temperatura ambiente (20 °C); la programación del calentamiento se realiza a 770 °C de acuerdo a la temperatura seleccionada, el horno tarda aproximadamente 60 minutos en llegar a este punto, incluyendo el tiempo prudencial de 10 minutos para lograr que la temperatura se estabilizara, y poder continuar con el tiempo de sostenimiento de la misma por 30 minutos.

A continuación, se realiza la extracción de las probetas una a una sujetándolas de un extremo y llevándolas a una cuba que contiene agua a temperatura ambiente; mientras se introduce la probeta dentro del agua de forma vertical, se sumergió durante 10 segundos aproximadamente sin agitar.

Se apagó la mufla para que regresara a temperatura ambiente y luego se ingresaron las 15 restantes repitiendo el procedimiento descrito anteriormente.

5.6.1.2 Revenido

Equipo utilizado: Mufla de alta temperatura Acequilabs Aceq MF-2006.

Accesorios: Pinza.

El revenido de las muestras se realizó de la siguiente manera: Se introdujo 9 probetas al interior de la mufla evitando que quedaran demasiado próximas la una de la otra a temperatura ambiente (20 °C); la programación del calentamiento se realiza a 250 °C de acuerdo a la temperatura seleccionada, el horno tarda aproximadamente 20 minutos en llegar a este punto, incluyendo el tiempo prudencial de 10 minutos para lograr que la temperatura se estabilizara, y poder continuar con el tiempo de sostenimiento de la misma por 5 minutos. Al finalizar este tiempo se procede a retirar 3 probetas y se dejan enfriar al ambiente.

La mufla fue cerrada inmediatamente para contabilizar 5 minutos más y extraer otras 3 muestras al ambiente. Luego fue cerrada de nuevo para contar 5 minutos adicionales y obtener el último revenido para esta combinación extrayendo las probetas restantes. Se apagó la mufla para que regresara a temperatura ambiente y luego se ingresaron las 15 restantes repitiendo el procedimiento descrito anteriormente.

53

Este procedimiento idéntico se realizó para la temperatura de 450 °C tardando aproximadamente 40 minutos y para la temperatura de 650 °C tardando aproximadamente 50 minutos, tomando un tiempo prudencial de 10 minutos para lograr que la temperatura se estabilizara en cada caso para continuar con el tiempo de sostenimiento de la misma por 5, 10 y 15 minutos. En la imagen 28 se muestran las muestras luego de todos los tratamientos térmicos.

Figura 28. Probetas tratadas térmicamente


5.6.2 Procedimiento de ensayo de dureza

Equipo utilizado: Durómetro Swissrock Rockwell EN 10109 T1.

Accesorios: Para el ensayo se emplearon dos tipos de penetradores relacionados con la escala para la medición, teniendo en cuenta los factores que esto conlleva.

• Indentador de esfera Rockwell B de 1/16 in con carga de 100 kg/f. • Indentador de cono de 120° Rockwell C de diamante con carga de 150 kg/f.

El ensayo se realizó de la siguiente manera, se colocó el penetrador Rockwell seleccionado en el cabezal de la máquina, se seleccionó la carga según corresponda (según la escala de Rockwell que se utilice). Se definió un tiempo de 10 segundos para la aplicación de la carga. Posteriormente, se colocó la pieza a ensayar sobre el volante de apoyo para realizar el ensayo de la siguiente manera:

Se debe aplicar una precarga, girando el volante del husillo, hasta que el penetrador tenga contacto con la pieza, y en la pantalla digital se llene la barra de

54

contacto para que el equipo comience con la toma de la medición. Dependiendo la escala de dureza se tuvo en cuenta los datos obtenidos, es decir si se está empleando el penetrador Rockwell C y presenta un resultado inferior a 20, se debe considerar el cambio de escala de dureza, de igual manera se tiene para Rockwell B si a manera de ejemplo la medida arroja un resultado por encima de 100, también se debe considerar el cambio de escala de dureza, y efectuar nuevamente la medición. Una vez se obtiene el dato de la medición, se procedió a girar nuevamente el volante del husillo para quitar la precarga y retirar la pieza. Para tomar más medidas de dure-za se repitieron los pasos anteriormente descritos.

5.6.3 Procedimiento de ensayo de impacto

Equipo utilizado: Péndulo Charpy SATEC Systems SI-1A con consola DI-300

Accesorios: Galga de posicionamiento de la probeta.

Se inició el equipo y se verificó su funcionamiento, se tomó registro de la temperatura ambiente (18 grados Celsius) y de la humedad relativa (41%). El péndulo se llevó a la posición de carga y se aseguró, se pulsó el botón Compensate, tan pronto la maquina dio la señal de que se encontraba lista, se liberó el péndulo y al retornar a su punto inicial se pudo registrar el valor de pérdida de energía. Luego de esto, se posicionó con ayuda de una galga la probeta en el sitio de impacto con la entalla opuesta al martillo para retornar una vez más el péndulo a su posición de carga. Tan pronto se ha asegurado el péndulo, se pulsó el botón Test, tan pronto la maquina dio la señal de que se encontraba lista, se liberó el péndulo y al impactar con la probeta arroja el valor de su energía absorbida y retorna a su punto inicial o de stand-by para escribir la energía registrada en el ensayo. A esta última se le resta la perdida de energía hallada para cada ensayo, obteniendo así la cantidad de energía absorbida real

Este procedimiento se realizó de manera idéntica para las 11 combinaciones restantes, registrando siempre el valor de compensación y de la prueba como tal.

5.6.4 Procedimiento para evaluación de las microestructuras

Equipo utilizado: Microscopio óptico invertido Carl Zeiss Axio vert A1 MAT

Accesorios: Cámara digital y adaptador Carl Zeiss

55

El análisis metalográfico estuvo en concordancia y bajo los lineamientos de los estándares ASTM E759, ASTM E360 y ASTM E40761.

Se realizó los cortes con una cortadora metalográfica, pues este equipo es capaz de cortar con un disco especial de corte por abrasión, mientras suministra un gran caudal de refrigerante, evitando así el sobrecalentamiento de la muestra. De este modo, no se alteran las condiciones microestructurales de la misma. Posteriormente se procedió a preparar la pieza cortada, por su geometría, se incluyó en resina con el fin de facilitar el manejo a la hora del pulido.

Una vez preparada la probeta en la resina, se realizaron los desbastes superficiales en el material, que son:

• Desbaste Grueso: se desbastó la superficie de la muestra con papel de lija, de manera uniforme y así sucesivamente disminuyendo el tamaño de grano (Nº de papel de lija) hasta llegar al papel de menor tamaño de grano.

• Desbaste Fino: se obtuvo una superficie plana a espejo libre de ralladuras mediante una rueda giratoria húmeda cubierta con un paño especial cargado con partículas abrasivas de alúmina en polvo fino.

Figura 29. Muestras luego del ataque


Se atacó con Nital al 2% las muestras de la figura 29 y finalmente se realizó toma fotográfica de la estructura con el microscopio metalográfico a 100x, 200x, 500x y 1000x, para identificar mejor las muestras62.

59 ASTM E7-15, Metallography, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2015, www.astm.org 60 ASTM E3-11, Standard Practice for Preparation of Metallographic Specimens, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2011, www.astm.org 61 ASTM E407-15, Standard Practice for Microetching Metals and Alloys, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2015, www.astm.org 62 TRATAMIENTOS FERROTÉRMICOS S.A. Metalografía. Procedimiento interno. 2017

56

5.6.5 Procedimiento de ensayo de microdureza

Equipo utilizado: Microdurómetro Shimadzu M 89190

Accesorios: Patrón y masas en gramos.

El procedimiento para realizar la medición de micro-dureza en aceros se realiza según la norma ASTM E9263. El procedimiento Vickers emplea un penetrador de diamante en forma de pirámide de base cuadrada. Tal penetrador es aplicado perpendicularmente a la superficie cuya dureza se desea medir, bajo la acción de una carga P. Esta carga es mantenida durante un cierto tiempo, después del cual es retirada y medida la diagonal de la impresión que quedó sobre la superficie de la muestra. Con este valor y utilizando tablas apropiadas se puede obtener la dureza Vickers, que es caracterizada por HV y definida como la relación entre la carga aplicada (expresada en kgf) y el área de la superficie lateral de la impresión64.

Preparado el equipo se seleccionaron las variables de medición, es decir, la fuerza de la indentación (masa de la pesa) y el tiempo de indentación. Lo recomendable es utilizar entre 10 a 15 segundos de indentación y una masa de 200 gf o más. Finalmente, se registró el valor promedio de 3 mediciones, para cada muestra.

63 ASTM E92-17, Standard Test Methods for Vickers Hardness and Knoop Hardness of Metallic Materials, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2017, www.astm.org 64 TRATAMIENTOS FERROTÉRMICOS S.A. Toma de microdureza. Procedimiento interno. 2017

57

6. RESULTADOS Y DISCUSIÓN

6.1 DUREZA

En la figura 30 se observa como los valores de dureza alcanzados para el acero A572, aumentaron para los tratamientos térmicos a los cuales se sometió. En relación al valor encontrado para su estado de entrega, para el temple parcial arrojo 205 HV, para el revenido a 250 ºC se obtuvo: 280 HV para 5 minutos, 219 HV para 10 minutos y 297 HV para 15 minutos, ahora bien, para el revenido a 450 ºC dió como resultado: 192 HV para 5 minutos, 262 HV para 10 minutos y 268 HV para 15 minutos. Por último, para el revenido a 650 ºC se denotó: 224 HV para 5 minutos, 162 HV para 10 minutos y 175 HV para 15 minutos.

Para estos tratamientos el valor más alto de dureza fue generado en el revenido de 250 ºC a 15 minutos, esto debido a que esta temperatura es inferior a la temperatura Ac1 (726.10 ºC), que permitió la generación de martensita revenida. También es importante resaltar que los tratamientos térmicos de temple y revenido arrojaron mayores valores de dureza que los valores del material en estado de entrega. Se puede observar también que hay una diferencia muy marcada en las durezas para los revenidos, es decir, se obtuvieron mejores resultados de dureza para los revenidos realizados a 250 ºC, respecto a los revenidos de 450 ºC y 650 ºC. Se puede ver una tendencia que indica que no es necesaria tanta temperatura para mejorar esta propiedad del material. A continuación, se muestran los promedios de los resultados de 3 probetas con 5 mediciones cada una.

Figura 30. Durezas promedio de las probetas tratadas térmicamente: a) 250 °C, b) 450 °C, c) 650 °C.


Estado deentrega

Temple a770ºC

Revenido a 5minutos

Revenido a 10minutos

Revenido a 15minutos

Revenido a 250°C 170 205 280 219 297Revenido a 450 °C 170 205 192 262 268Revenido a 650 °C 170 205 224 162 175

0

50

100

150

200

250

300

Dure

za (H

V)

58

6.2 RESISTENCIA AL IMPACTO

En la figura 31 se observa como los valores de energía absorbida obtenidos para el acero A572, disminuyeron en algunos casos respecto al valor inicial del estado de entrega, para el temple parcial se obtuvo 58.5 J, para el revenido a 250 ºC se obtuvo: 49.15 J para 5 minutos, 39.73 J para 10 minutos y 0.01 J para 15, minutos, ahora bien para el revenido a 450 ºC dio como resultado: 35.11 J para 5 minutos, 0.03 J para 10 minutos y 0.02 J para 15 minutos. Por último, para el revenido a 650 ºC se denotó: 0.01 J para 5 minutos, 0.02 J para 10 minutos y 0.06 J para 15 minutos. Es de resaltar que la menor disminución de la energía absorbida se encuentra en gran parte en el revenido de 650 ºC en sus 3 tiempos respecto al estado de entrega. Esto puede ser debido a que la temperatura de revenido es cercana a Ac1 (726.10 ºC). Si se comparan los tiempos de 15 minutos en los revenidos de 250 ºC y 450 ºC se obtienen unos valores muy similares de la energía absorbida a los arrojados por el revenido de 650 ºC.

Se puede ver una tendencia que indica que entre mayor sea la temperatura a la que se realice el revenido y mayor su tiempo de sostenimiento, ocasionará que el material absorba más energía mejorando sus propiedades.

A continuación, se muestran los promedios de los resultados de 3 probetas cada una, sometidas a una combinación de tratamiento térmico.

Figura 31. Energía absorbida promedio de las probetas tratadas térmicamente: a) 250 °C, b) 450 °C, c) 650 °C.


Estado deentrega Temple a 770ºC Revenido a 5

minutosRevenido a 10

minutosRevenido a 15

minutosRevenido a 250°C 81,19 22,69 31,73 41,46 81,18Revenido a 450°C 81,23 22,69 46,12 81,2 81,21Revenido a 650°C 81,23 22,69 81,22 81,21 81,17

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

Ener

gía

Abso

rbid

a (J)

59

6.3 COMPARACIÓN DE PROPIEDADES

Figura 32. Tendencia de las durezas promedio de las probetas tratadas térmicamente por medio de revenido: a) 250 °C, b) 450 °C, c) 650 °C.


Figura 33. Tendencia de las energías absorbidas promedio de las probetas tratadas térmicamente por medio de revenido: a) 250 °C, b) 450 °C, c) 650 °C.


Revenido a 5 minutos Revenido a 10 minutos Revenido a 15 minutosRevenido a 250°C 280 219 297Revenido a 450°C 192 262 268Revenido a 650°C 224 162 175

0

50

100

150

200

250

300

350

Dure

za (H

V)

Revenido por 5 minutos Revenido por 10minutos

Revenido por 15minutos

Revenido a 250°C 31,73 41,46 81,18Revenido a 450°C 46,11 81,2 81,21Revenido a 650°C 81,18 81,21 81,17

0102030405060708090

100

Ener

gía

Abso

rbid

a (J)

60

En la figura 32 se aprecia una tendencia polinómica de tercer orden para los valores de dureza obtenidos de los tratamientos térmicos para el acero A572. Esto es debido a la transformación de la martensita en el tratamiento de revenido.

En la figura 33 se tiene en común para los tratamientos térmicos una tendencia polinómica de tercer orden respecto a la energía absorbida para el acero A572, esta tendencia puede estar relacionada con la recristalización de la martensita durante el tratamiento de revenido. Figura 34. Diagramas de dureza vs energía absorbida de las probetas tratadas térmicamente mediante revenido del acero A572M: a) 250 °C, b) 450 °C, c) 650 °C.

a)

b)

0

50

100

150

200

250

300

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90

Dure

za (H

V)

Energía Absorbida (J)

0

50

100

150

200

250

300

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90

Dure

za (H

V)


61

c) Fuente Elaboración propia.

En la figura 34, se observan las gráficas de dureza contra energía absorbida para los tratamientos térmicos efectuados al acero, que varían entre los revenidos. Para el revenido a 250 ºC se muestra una tendencia polinómica de tercer orden, debido a la variación de la dureza para el revenido de 10 minutos; por otra parte, para el revenido a 450 ºC, se observa una tendencia polinómica de segundo orden. Por último, para el revenido de 650 ºC, se tiene una tendencia lineal, que evidencia una dispersión considerable respecto a la variación de la energía absorbida, puesto que estos valores de energía se registraron con el mismo valor para los tres diferentes tiempos de sostenimiento del revenido. Esto no necesariamente indica que las 3 combinaciones de los tratamientos a 650 ºC resulten en que el material absorba la misma energía si no que más bien la tendencia es creciente e indica un mayor valor en el tiempo de sostenimiento de 15 minutos. Si se desea conocer con exactitud dichos valores, es necesario hacer uso de un péndulo con mayor masa y una máquina de impacto que registre valores por encima de 81.35 Julios (medida máxima que puede registrar la máquina) para que se pueda generar la fractura de material y de esta forma obtener el valor real y con esto confirmar la tendencia del comportamiento en ascenso.

6.4 MICROESTRUCTURA

A continuacion se presentan las fotografias de la microestructura resultante de las probetas con mayor valor de dureza para cada combinacion de tratamientos a 500x (izq.) y 1000x (der.) Ferrita en F y martensita en M.

Figura 35. Combinación #2 Temple desde 770 ºC.

0

50

100

150

200

250

300

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90

Dure

za (H

V)


62

Figura 36. Combinación #3 Templado desde 770 ºC, Revenido a 250 ºC x 5 minutos.

Figura 37. Combinación #4 Templado desde 770 ºC, Revenido a 250 ºC x 10 min.

M

F

M

F

F M

M

F

F M

M

F

63




F

F

F

M

M

M

M

M

F

F

F

M

64




F

F

F

M

M

M

M

M

M

F

F

F

65



Análisis

El material en estado de entrega se encuentra constituido por una estructura ferrítica-perlítica, de tamaños de granos finos debido a las adiciones de Niobio y Vanadio.

Se puede evidenciar en las figuras 35 a la 44, una homogenización de la microestructura, es decir se distinguen claramente dos zonas, una clara que pertenece a la fase de ferrita, mientras que la tonalidad oscura representa la martensita.

Debido a que se realizó un enfriamiento rápido desde las temperaturas intercriticas, el elemento austenita se convirtió en martensita obteniendo un acero Dual-Phase (martensita y ferrita). Luego se realizó un tratamiento de revenido por debajo de la temperatura Ac1 que incide directamente en las prestaciones mecánicas del material ya que la martensita que es extremadamente dura y frágil e imposibilita su uso en la mayoría de las aplicaciones para un acero que la contenga, pasa a ser martensita revenida que es una microestructura que reduce la fragilidad y aumenta la ductilidad del acero65.

65 GARZÓN TORRES, Jonathan Rodolfo, et al. Influencia en las propiedades mecánicas del acero AISI-SAE 1045 tratado térmicamente con temple a temperatura intercrítica y revenido. Avances Investigación en Ingeniería. [En línea]. vol. 13. 2016. ISSN 1794-4953. Disponible en: www.unilibre.edu.co/revistaavances/13/influencia-en-las-propiedades-mecanicas-del-acero-aisi-sae-1045.pdf

F

M M F

66

6.5 ANÁLISIS DE FRACTURA

Figura 45. Combinación #1 Estado de entrega.


Se pudo observar que la probeta en estado de entrega, sufrió una deformación plástica del material y un comportamiento dúctil, específicamente en el área del entalle que pudo generar la propagación de la grieta. Se evidencia también que la energía no fue lo suficiente para lograr la fractura total de la probeta.

67

Figura 46. Combinación #2 Temple desde 770 ºC.


En este caso se observó que la entalla a 45º la probeta efectivamente actuó como concentrador de esfuerzos Este tipo de fractura no presenta deformación y es del tipo frágil, esto debido a que si se unieran las dos piezas como se muestra en la tercera imagen, podrían encajar con perfección.

68



Para este caso se presentó un comportamiento frágil, como se puede observar una de las partes de la probeta (Derecha) se observa una pared delgada en ambas aristas que presentan una posible deformación plástica, pero para este caso no lo es, debido a que al tratar de unir las dos partes la probeta retomó sus dimensiones iniciales.

69



Para esta probeta se presentó una similitud con lo expuesto anteriormente, puesto que se propago la grieta y se obtuvo una rotura total de la probeta. Se puede diferenciar que al momento de generar la rotura, no se propagó de manera perpendicular a la entalla, si no que por el contrario se denota una pequeña desviación hacia la izquierda, que genera en las aristas una posible deformación plástica. De todas maneras, sus dimensiones iniciales no se ven alteradas.

70



En este caso se observó que la probeta, presenta una deformación plástica, pero a diferencia a lo enunciado en el ítem uno, se ve con claridad una disminución en su área transversal, a su vez no se denota con exactitud una grieta que pudiera generar una propagación y posterior rotura de la probeta.

71



En este caso, se obtuvo una propagación de grieta que da como resultado la rotura total de la probeta, al igual que en ítem 4 se propago con una inclinación hacia la izquierda, que en esta probeta en las aristas se puede considerar una deformación plástica, puesto que al momento al unirse se puede ver una pequeña alteración en sus dimensiones iniciales.

72



Para esta probeta se observó presencia de una deformación plática que tiene un comportamiento dúctil, pero en esta ocasión, si se puede distinguir una grieta notoria que no tuvo propagación debido a que no se alcanzó la energía suficiente. Se puede diferenciar una disminución en el área transversal debajo del entalle.

73



En esta probeta se tiene un comportamiento dúctil que presenta una deformación plática, y se denota una grieta prolongada que abarca en su gran mayoría la arista en donde se encontraba la entalla, para esta probeta también es notoria la disminución del área transversal.

74



Esta imagen demostró una conducta dúctil que presenta la formación de varias grietas en el área del entalle de la probeta, también se evidencia una deformación plástica, y se denota un cambio más pronunciado en el área transversal de la misma.

75

Figura 54. Combinación #10 Templado desde 770 C, Revenido a 650 C x 10 min.


Para esta probeta se notó una deformación plástica con una amplia disminución del área transversal y una ampliación en el área de apertura de la entalla, pero con la diferencia de que no se encuentra una grieta notoria que permitiera la propagación y rotura posterior.

76



Se evidenció una deformación plástica con una gran disminución del área transversal y una ampliación en el área de apertura de la entalla. Para esta probeta si se diferencian grietas y se tiene un comportamiento dúctil.

77

6.6 MICRODUREZA

Los resultados del ensayo de microdureza son mostrados a continuación:

Tabla 12. Promedio de las mediciones obtenidas en el ensayo de microdureza aplicado a las probetas que obtuvieron un mayor valor de dureza de cada caso.

# Primer Tratamiento

Segundo Tratamiento

Tiempo de revenido

Microdureza (HV)

Promedio Microdureza

(HV) 2A

Temple a 770 °C N/A N/A

270.9 263 2B 257.6

2C 261.9 3A

Temple a 770 °C

Revenido a 250 °C 5

231.8 236 3B 231.8

3C 245.1 4A

Temple a 770 °C


190.6 191 4B 194.7

4C 186.5 5A

Temple a 770 °C


161.6 168 5B 171.6

5C 170.5 6A

Temple a 770 °C


301.0 288 6B 280.4

6C 282.9 7A

Temple a 770 °C


251.2 252 7B 257.6

7C 247.2 8A

Temple a 770 °C


261.9 247 8B 226.4

8C 251.2 9A

Temple a 770 °C


208.1 219 9B 221.2

9C 228.1 10A

Temple a 770 °C


133.0 131 10B 131.0

10C 129.0 11A

Temple a 770 °C


213.8 204 11B 196.2

11C 200.5 Fuente Elaboración propia.

78

7. CONCLUSIONES

• La energía absorbida de un acero de bajo carbono con contenido de manganeso cercano al 1.5% templado parcialmente, si depende de las condiciones de revenido que fueron evaluadas (temperatura y tiempo de sostenimiento).

• El material templado parcialmente absorbe más energía luego de revenidos de alta temperatura con tiempos de sostenimiento prolongados. Este material es más resistente a ser penetrado luego de revenidos de baja temperatura con tiempos de sostenimiento prolongados.

• La cantidad de energía absorbida por cada probeta tratada térmicamente se

ve reflejada en el análisis de fractura, confirmando el comportamiento frágil producto del tratamiento de templado y el comportamiento dúctil producto del tratamiento posterior de revenido.

• El tratamiento térmico incide directamente en las prestaciones mecánicas del

material, luego del enfriamiento rápido del material desde la temperatura intercrítica se obtuvo martensita y ferrita, constituyentes que incrementaron la dureza del material en dos de tres combinaciones. Después del revenido, la martensita que es extremadamente dura y frágil pasó a ser martensita revenida, microestructura que redujo la fragilidad y aumentó la ductilidad del acero.

79

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82

ANEXO Resultados de todos los ensayos

# Primer Tratamiento

Segundo Tratamiento

Tiempo de

revenido

Prueba Charpy (J)

Charpy Promedio

(J)

Dureza (HV)

1A 81.229 1761B 81.159 1711C 81.183 1632A 21.743 1992B 23.023 2082C 23.317 2083A 32.943 2303B 34.873 2943C 27.403 3154A 37.523 2324B 48.533 2004C 38.333 2265A 81.229 2845B 81.127 2955C 81.173 3136A 34.559 1876B 69.273 2046C 34.533 1857A 81.229 2627B 81.183 2707C 81.183 2558A 81.229 2638B 81.183 2718C 81.209 2699A 81.229 2229B 81.199 2179C 81.229 234

10A 81.229 16110B 81.229 16210C 81.173 16411A 81.229 17411B 81.093 18311C 81.173 169

Temple en agua a 770

°C



°C


5

81.19

22.69

31.74

41.46

81.18

46.12

Material Base

Temple en agua a 770 °C


°C



°C Temple en agua a 770


°C


°C

Revenido a 450 °C

Revenido a 650 °C

Revenido a 650 °C

170



°C

Revenido a 450 °C

Revenido a 450 °C

10

15

5

10

15

Revenido a 650 °C

81.20

81.21

81.22

175 HV

81.21

81.17

205

280

219

297

192

262

268

HV

HV

HV

HV

Dureza Promedio

HV

HV

HV

HV

HV

HV

224

162

influencia del tratamiento tÉ rmico de...

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